ПОВЕРХНОСТЬ. РЕНТГЕНОВСКИЕ, СННХРОТРОННЫЕ И НЕЙТРОННЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ, 2008, < 2, с. 88-97
УДК 548.5:532.72
ПРОЦЕССЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ ФОРМИРОВАНИИ ЯЧЕИСТОЙ СТРУКТУРЫ СПЛАВОВ Ni-W
© 2008 г. В. М. Ажажа1, В. Я. Свердлов1, А. Н. Ладыгин1, А. П. Щербань1, А. В. Богуслаев2, В. В. Клочихин2
Национальный научный центр "Харьковский физико-технический институт", Харьков, Украина
2ОАО "Мотор-Сич", Запорожье, Украина Поступила в редакцию 20.01.2007 г.
Исследованы процессы самоорганизации, устойчивость роста и стабильность морфологии ячеистой структуры монокристаллических сплавов Ni-W с концентрацией вольфрама 25-40%. В качестве факторов неравновесности рассматривали градиент температуры на фронте кристаллизации, скорость направленной кристаллизации, легирование алюминием, титаном, хромом и молибденом, а также концентрацию вольфрама. Выявлена нелинейная зависимость структурных характеристик от параметров роста: градиента температуры, скорости направленной кристаллизации, концентрации вольфрама. Дендритные формы ячеистой морфологии фронта кристаллизации являются признаком процессов самоорганизации и способствуют устойчивому росту монокристаллов с высокой степенью структурного совершенства. Предложен механизм морфологического перехода от гексагональных к квадратным ячейкам.
ВВЕДЕНИЕ
Система Ni-W интересна тем, что в области концентрации ~36 мас.% W имеется точка конгруэнтного плавления, в которой происходит смена знака тангенса угла наклона ликвидуса т и изменение коэффициента распределения второго компонента W от к > 1 до к < 1. Практическое значение сплавов Ni-W обусловлено использованием монокристаллических затравок, изготовленных из них сплавов, при производстве монокристаллических лопаток газотурбинных двигателей (ГТД). Наибольший интерес представляют исследования влияния термодинамических и физико-химических условий на процессы формирования монокристаллической структуры.
В работах [1, 2] была показана роль градиента температуры на фронте кристаллизации, скорости направленной кристаллизации и примесей в формировании ячеистой структуры сплавов Ni-W с концентрацией вольфрама вблизи точки конгруэнтного плавления. В рамках теории концентрационного переохлаждения [3] с использованием принципа оптимального легирования [4] были описаны экспериментальные результаты, полученные при выращивании монокристаллов сплава Ni-W марки НВ-4 с высокой степенью структурного совершенства.
В настоящее время синергетический подход находит широкое применение при описании прогрессивных методов получения новых материалов. Ведущим принципом синергетики является положение "неравновесность - источник упорядочения" [4-6]. В данной работе предпринята по-
пытка с позиций синергетики и неравновесной термодинамики проанализировать роль таких факторов неравновесности, как градиент температуры на фронте кристаллизации Ст, скорость направленной кристаллизации Я, концентрация второго элемента W и легирующих добавок А1, Т^ Сг, Мо в формировании ячеистой структуры монокристалла.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Исходным материалом для получения монокристаллов служил сплав НВ-4 (ТУ 1-92-112-87) номинального состава Ni-(32-36)%W. Образцы Ni-W с пониженным содержанием вольфрама получали сплавлением исходного материала с электролитическим никелем марки Н-0 методом ва-куумно-индукционной плавки (ВИП) в вакууме ~1 х 10-2 Па с последующей кристаллизацией в стальной изложнице. Образцы с повышенным содержанием вольфрама получали сплавлением исходного сплава НВ-4 с вольфрамом чистотой 99.96% ТУ48-19-57-78 в виде проволоки диаметром 0.5 мм. Состав сплавов контролировался химическим анализом, результаты которого приведены в табл. 1.
Расчет оптимальной концентрации легирующих добавок А1, Т^ Сг, Мо проводился согласно принципу оптимального легирования металлических монокристаллов [4]. Образцы, легированные А1, Т^ Сг, Мо, получали сплавлением исходного сплава НВ-4 с расчетным количеством (по
Таблица 1. Результаты химического анализа никелевых сплавов с различной концентрацией вольфрама
Номер сплава Ni W, мас. % Примеси, мас. % (не более)
Fe Si S P
1 Основа 35.7 0.4 0.2 0.004 0.01
2 Основа 31.0 0.15 0.08 0.002 0.003
3 Основа 37.8 0.15 0.08 0.002 0.003
4 Основа 39.9 0.15 0.07 0.002 0.004
Сплав НВ-4 по Основа 32-36 < 1.0 < 0.4 < 0.015 < 0.015
ТУ 1-92-112-87
нижнему пределу) алюминия марки АО чистотой 99.99%, иодидного титана чистотой 99.93% (ТУ48-4-282-86), молибдена марки М4 чистотой 99.97% (ТУ48-4-19-203-85) и хрома чистотой 99.96%.
Методика получения монокристаллов описана в работе [1]. Контроль элементного состава монокристаллов проводили методом масс-спектромет-рического анализа с применением лазерного источника ионизации на масс-спектрометре ЭМАЛ-2, его результаты приведены в табл. 2.
Микроструктуру образцов изучали с помощью оптического микроскопа Neophot-32, а также методом растровой электронной микроскопии с использованием микроскопа JCMT-300. Исследование распределения элементов по поперечному сечению монокристаллов выполняли с помощью растрового электронного микроскопа JSM 6360LA, оснащенного системой рентгеноспектрального энергодисперсионного микроанализа (РСМА) JED 2200. Состав фаз определяли безэталонным методом расчета фундаментальных параметров: расчетом поправочных коэффициентов отражения электронов зонда, поглощения характеристического рентгеновского излучения и флуоресценции.
Черно-белые РЭМ-изображения поверхности шлифа получены во вторичных электронах. Распределение химических элементов найдено методом картирования и приведено в виде карт, где повышенному содержанию химического элемента соответствует более плотная окраска.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Кристаллизация - типичный пример самоорганизации при фазовом переходе жидкость - кристалл [7]. Изменяя параметры кристаллизации (градиент температуры на фронте кристаллизации GT, скорость направленной кристаллизации R и концентрацию растворенных атомов в основном металле С), можно получать различную морфологию кристалла: с плоским фронтом кристаллизации, с ячеистой структурой фронта с дендритными формами роста. Монокристаллы с ячеистой морфологией отличаются высокой сте-
пенью структурного совершенства [4], а также однородностью по структуре и химическому составу как в поперечном сечении кристалла, так и по его длине [8].
Формирование ячеистой структуры в двойных сплавах описывается моделью концентрационного переохлаждения [3], согласно которой переход от плоского фронта кристаллизации к ячеистой структуре начинается при нарушении условия
Gt > mLC0 ( 1 - k) R > kD '
(1)
где От - градиент температуры в расплаве на фронте кристаллизации; Я - скорость кристаллизации; шь - тангенс угла наклона ликвидуса; С0 - концентрация растворенного элемента в сплаве; к - равновесный коэффициент распределения; В - коэффициент диффузии растворенного элемента в расплаве. Для описания формирования ячеистой структуры используется также принцип оптимального легирования металлических монокристаллов, согласно которому параметр линейной функции /, получаемой из теории концентрационного переохлаждения,
f =
-m lGC = -WlCq (1 - k) R GT kDGT
(2)
и соответствующей оптимальной ячеистой структуре, находится в интервале значений / = 10-30. ОС в (2) обозначает соответствующий концентрационный градиент. При этом следует учитывать, что ячеистая морфология фронта кристаллизации не является линейной функцией Я, О, и С и линейное описание ее эволюции может служить только грубым приближением [4].
Все три параметра, будучи независимыми величинами, одновременно являются факторами неравновесности и определяют условия оптимального роста монокристаллов с совершенной ячеистой структурой. Целесообразно проанализировать влияние каждого из факторов неравновесности на процессы самоорганизации при формировании ячеистой структуры. На наш взгляд, первое место в иерархии факторов неравновесно-
Таблица 2. Элементный состав сплавов
VO
о
Элемент Сплав 1 Сплав 2 Сплав 3 Сплав 4 Сплав, легированный А1 Сплав, легированный Ti Сплав, легированный Сг Сплав, легированный Mo Сплав для электронно-лучевой зонной плавки Равновесный коэффициент распределения кg11 [13] Тангенс угла наклона ликвидуса т, К/мас. % [14] Расчетное значение оптимальной концентрации примеси, мае. % Атомный вес элемента
С 0.049 0.02 0.02 0.02 0.02 0.048 0.015 0.025 0.01 0.2 12.011
M 0.00045 0.00016 0.00016 0.00024 0.00018 0.0002 0.00016 0.00023 0.00013 14.01
О 0.00094 0.0012 0.002 0.0012 0.00073 0.0005 0.00086 0.00052 0.0007 <0.01 75 (0.8-2.4) х 10-3 15.999
А1 0.0001 0.00004 0.025 0.0002 0.3 0.0002 0.00028 0.0002 0.035 0.87 4.8 0.84-2.5 26.98
Si 0.02 0.0009 0.0002 0.0009 0.02 0.046 0.03 0.018 0.0035 0.61 25 0.36-1.1 28.085
Р 0.00023 0.00011 0.00009 0.0001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 <0.005 0.02 48 (2.5-7.5) х Ю-3 30.97
S 0.0014 0.0016 0.0012 0.0016 <0.001 <0.001 <0.001 <0.001 0.0005 <0.01 -20 (3-9) х Ю-3 32.06
К <0.00001 0.00012 0.00011 0.00012 0.0002 0.00015 0.0003 0.000005 - - 39.098
Са <0.00001 0.00028 0.00028 0.00028 0.00044 0.00015 0.0005 0.00025 <0.1 - - 40.8
Ti 0.0003 0.032 0.0001 0.00025 0.0017 0.13 0.0037 0.0015 0.08 0.65 11.8 0.94-2.8 47.90
V 0.00018 0.019 0.00018 0.00019 0.00017 0.00017 0.002 0.00021 0.015 0.84 -0 50.94
Сг 0.017 0.1 0.015 0.02 0.019 0.016 0.68 0.02 0.37 0.86 -2.2 1.7-5.1 51.996
Мп 0.00072 0.00041 0.00045 0.00041 0.0003 0.00029 0.012 0.00023 0.0001 <1 7.4 - 54.938
Fe 0.062 0.038 0.038 0.038 0.083 0.061 0.072 0.057 0.014 0.93 ~0 - 55.84
Ni основа основа основа основа основа основа основа основа основа 58.70
Со 0.02 0.37 0.031 0.037 0.019 0.021 0.072 0.053 <1 0.43 - 59.93
Си 0.0034 0.0034 0.0048 0.0034 0.0011 0.00091 0.0051 0.0028 0.0014 0.81 - 63.54
Mo 0.0057 0.085 0.017 0.085 0.0058 0.007 0.036 0.72 0.044 0.89 95.94
Nb 0.0045 0.085 0.0085 0.005 - - - - 0.01 0.86 92.91
W 35.7 -31.0 37.8 39.9 35.7 35.7 35.7 35.7 33.8 1.66 183.8
F - 0.000027 0.00002 0.000027 0.0001 0.0002 0.00018 0.0002 18.99
CI - <0.00001 <0.00001 0.000021 0.0001 0.0001 <0.0001 0.0001 35.453
Br - <0.00008
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.