ИЗВЕСТИЯ РАН. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2013, том 77, № 9, с. 1232-1235
УДК 669.018.2
ИЗМЕНЕНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА И ДЕФЕКТНОЙ СТРУКТУРЫ
МНОГОКОМПОНЕНТНОГО УПОРЯДОЧЕННОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ НИКЕЛЯ ПРИ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОМ ОТЖИГЕ © 2013 г. Э. В. Козлов, Е. Л. Никоненко, Н. А. Попова, Н. А. Конева
Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования Томский государственный архитектурно-строительный университет E-mail: kozlov@tsuab.ru
Методами дифракционной электронной микроскопии изучены фазовые превращения при высокотемпературном отжиге многокомпонентного сплава на основе никеля, полученного методом направленной кристаллизации. Сплав отжигали при Т = 1000°C в течение длительного времени. Установлен фазовый состав, изучена дислокационная структура и исследовано поведение у'-фазы в процессе длительных отжигов.
DOI: 10.7868/S0367676513090238
ВВЕДЕНИЕ
Суперсплавы на основе никеля чрезвычайно важны для работы газовых турбин воздушного, морского, автомобильного транспорта, космических кораблей, ракетных двигателей, атомных реакторов и т.д. Такие двигатели функционируют в интервале температур от 1000°C и выше. Дело в том, что суперсплавы имеют две особенности: во-первых, они многофазные, во-вторых, большую роль в формировании свойств этих сплавов, их состава и структуры играет атомное упорядочение. Суперсплав представляет собой по крайней мере двухфазную систему, в которой обе фазы отличаются в первую очередь степенью атомного порядка. В системе Ni—Al может образовываться твердый раствор с хаотическим распределением атомов Ni и Al. Такой сплав имеет кубическую структуру, но узлы куба замещаются атомами Ni или Al преимущественно беспорядочно. Этот неупорядоченный сплав называют у-фазой. Наряду с у-фазой в системе Ni—Al может образовываться интерметаллическое соединение Ni3Al также с кубической структурой, но с упорядоченным расположением атомов Ni и Al по узлам кристаллической решетки. Обычно фазу Ni3Al, присутствующую в сплавах, называют у'-фазой. В у'-фазе атомы Ni и Al занимают узлы кубической решетки уже по строгому правилу: на один атом алюминия приходятся три атома никеля [1]. Фаза Ni3Al — основа для создания современных суперсплавов нового поколения. Эта фаза обладает сверхструктурой L12, весьма распространенной среди сверхструктур с дальним атомным порядком. Обычно с ростом температуры деформации предел текучести и сопротивление деформированию металлических материалов убывают. В противополож-
ность этому правилу ряд сплавов со сверхструктурой Ы2 обнаруживает рост предела текучести и сопротивления деформированию с ростом температуры. Особые высокотемпературные механические свойства фазы №3А1 во многом базируются на строении скользящих дислокаций сверхрешетки Ы2 и на структуре и свойствах плоских дефектов, связанных с этими дислокациями [2] .
В настоящей работе исследованы фазовые превращения и дефектная структура при длительных высокотемпературных отжигах сплава на никелевой основе. Этот сплав имеет многокомпонентный атомный состав.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Основными фазообразующими элементами сплава являлись N1 (67 ат. %), Со (13 ат. %), А1 (12 ат. %). Известно, что N1 и Со хорошо взаимно растворяются и замещают друг друга в структуре твердого раствора [3]. А1, напротив, формирует в твердых растворах с N1 и Со либо ближний, либо дальний атомный порядок [4]. Помимо этих трех элементов в сплав были введены Сг, Мо, ^ суммарное количество которых составляло ~5 ат. %. Эти элементы повышают энергию активации диффузии в у- и у'-фазах и тем самым повышают высокотемпературную работоспособность сплава [5]. Такую же роль играет Та, введенный в сплав в количестве 3 ат. % [5]. Помимо этого Та, как и А1, способствует формированию у'-фа-зы, так как он повышает в у'-фазе степень дальнего атомного порядка. У этого элемента есть и третья функция в сплаве: он повышает в у-фазе степень ближнего атомного порядка. Наконец, сплав содержит супертугоплавкий элемент Яе в количе-
Объемные доли основных фаз и, наблюдаемые в исследуемом сплаве, вторичные фазы
№ образца Термообработка Основные фазы Вторичные фазы
у'-фаза, % у-фаза, % наименование фаз суммарная объемная доля,%
1 1000°С, 100 ч 82.3 16.0 фаза Лавеса, ст-фаза 1.7
2 1000°С, 970 ч 79.0 19.0 фаза Лавеса, ст-фаза 2.0
3 1000°С, 3200 ч 72.7 23.0 ст-фаза, фаза А^Яе 4.3
стве 3 ат. %. Роль введенных элементов была подробно классифицирована авторами ранее в [5].
Сплав был приготовлен методом направленной кристаллизации (НК) и подвергнут отжигам. Режимы отжигов сплава были следующие: образец № 1 - 1000°С, 100 ч; образец № 2 - 1000°С, 970 ч; образец № 3 - 1000°С, 3200 ч. Приготовление образцов для структурных исследований осуществляли в несколько этапов. Сначала проводили резки образцов определенной толщины на электроискровом станке в мягком режиме. Далее образцы подвергали электролитической полировке в пересыщенном растворе хромового ангидрида в ор-тофосфорной кислоте. Исследование тонких фольг выполняли на электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ и рабочем увеличении в колонне микроскопа 30000 крат. Фазовый анализ проводили на основе данных, полученных в просвечивающем электронном микроскопе из расшифровки соответствующих микро-электронограмм и наблюдений в светлых и темных полях высокого разрешения.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Фазовый состав. Исследование показало, что в сплаве можно четко выделить основные фазы (у' и у), и вторичные. Основные фазы составляют более 0.9 объема сплава. Объемная доля вторичных фаз не превышает 0.05. Все фазы, обнаруженные в исследованном сплаве после различных режимов отжига, и их объемные доли перечислены в таблице. Примеры электронно-микроскопических изображений и соответствующих им микродифракционных картин у'- и у-фаз сплава представлены на рис. 1. Ранее [7] нами было установлено, что у'-фаза обладает различными вариантами квазикубоидной формы с довольно четкой огранкой (см. рис. 1). Квазикубоиды у'-фазы разделены тонкими прослойками у-фазы. Размеры и форма у'-квазикубоидов, а также толщина у-прослоек зависят от режима отжига. Было установлено, что при увеличении продолжительности высокотемпературного отжига объемная доля у'-фазы уменьшается, а объемная доля у-фазы увеличивается (см. таблицу и рис. 2). Уменьшение объемной доли у'-фазы означает частичное разупорядочение
сплава. При этом средний размер квазикубоидов у'-фазы возрастает. Возрастает и ширина прослоек у-фазы между квазикубоидами. Изменяется морфология квазикубоидов у'-фазы. Сначала появляются неоднородные квазикубоиды, в которых происходит нарушение структуры, и постепенно квазикубоиды разрушаются. По мере увеличения продолжительности отжига доля однородных квазикубоидов уменьшается, а доля квазикубоидов с нарушенной структурой нарастает. При продолжительности отжига 3200 часов ~30% квазикубоидов в сплаве оказываются разрушенными. Представленные результаты свидетельствуют о том, что отжиг приводит к снижению степени дальнего атомного порядка в сплаве, т.е. к разупорядоче-нию и соответственно к разупрочнению материала. Изображения вторичных фаз, полученные методом просвечивающей электронной микроскопии и указанные в таблице, приведены на рис. 3. Из таблицы видно, что суммарная объемная доля вторичных фаз с увеличением продолжительности отжига возрастает.
Дислокационная структура. Во всех состояниях сплава присутствуют дислокации как в у-фазе, так и в у'-фазе. Дислокационная структура при отжиге 100 и 970 ч сетчатая или ячеисто-сетчатая [6] (рис. 4). После отжига в течение 3200 ч присутствуют дислокационные субграницы (рис. 4в). Субграницы, как правило, проходят по бывшим границам раздела у/у'. Важная информация о дефектной структуре может быть получена из средней скалярной плотности дислокаций. Скалярная плотность дислокаций в исследуемых образцах при увеличении продолжительности отжига возрастает от 2.5 • 1010 до 14 • 1010 см-2. Как правило, плотность дислокаций в у-фазе выше, чем в у'-фазе, иногда в несколько раз. Это означает, что процессы деформации на всех этапах переработки материала интенсивнее протекают в у-фазе. Отжиг приводит к снижению плотности дислокаций в у-и у'-фазах (рис. 5). Это естественно. При малых временах различие плотности дислокаций в у- и у'-фазах при отжиге больше, чем при максимальной выдержке в течение 3200 ч (рис. 5). Обратим внимание на еще один факт. Процессы возврата при отжиге сплава более заметны в у-фазе, чем в у'-фазе. Здесь проявляется преимущество сверх-
1234
(001)у'
е
КОЗЛОВ и др.
Рис. 1. Электронно-микроскопические изображения (а, в, д) и их микродифракционные картины (б, г, е) двухфазной смеси у- и у'-фаз при отжиге 1000°С продолжительностью: а, б — 100; в, г — 970; д, е — 3200 ч.
5, %
80 60 40 20
0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500
?, ч
Рис. 2. Зависимость объемных долей у'- и у-фаз отожженного при 1000°С сплава от продолжительности отжига.
Рис. 3. Электронно-микроскопические изображения вторичных фаз: ст-фазы (а), Ф.Л. — фазы Лавеса (б) и частиц А1бЯе (в) в исследуемом сплаве.
у'
I
У —□
Р •
10 8 6 4 2
0
10-10, см-2
I
V ^^
1000 2000 3000
t, ч
Рис. 4. Типы дислокационных субструктур в исследуемом сплаве: а — сетчатая; б — ячеисто-сетчатая; в — сетчатая субструктура с дислокационными субграницами (отмечены стрелками).
дислокаций по сравнению с монодислокациями: при температурном воздействии структура сверхдислокационных конфигураций более стабильна, чем структура монодислокационных конфигураций [2]. Отметим, что различие в значениях р в у'-и у-фазах на начальных стадиях процесса отжига более значительно, чем на конечных: при больших временах отжига зависимости р = ДО в у- и у'-фазах сближаются. Это хорошо демонстрируют данные, представленные на рис. 5.
Рис. 5. Зависимость скалярной плотности дислокаций в у- и у'-фазах от продолжительности отжига.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Рассмотрены фазовые и структурные превращения, протекающие в суперсплаве на основе никеля, приготовленного м
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.