Содержание к диссертации
Введение
Глава1 Алюминиды никеля - основа для создания конструкционных жаропрочных сплавов нового поколения . 9
1.1 Пластичность и вязкость разрушения алюминидов никеля и сплавов на их основе. 15
1.2 Повышение характеристик прочности алюминидов никеля и сплавов на их основе . 22
Глава 2. Способы получения сплавов и методы исследования их структуры и свойств . 39
2.1 Получение (р+у) сплавов на основе NiAl системы Ni-AI-Co и их термическая обработка. 39
2.2 Сплавы на основе Ni3AI . 40
2.3 Методы исследования структуры, фазового состава и свойств. 41
Глава 3. Диаграммы состояния систем Ni-AI-ЛЭ (где ЛЭ легирующий элемент или фаза) основа выбора состава термостабильных жаропрочных сплавов и композитов . 46
3.1 Система Al-Ni. 47
3.2 Тройные диаграммы состояния систем Ni-AI-Me (Ме-металл или металлоид l-Vlllrpynn периодической системы). 48
3.2.1 Твердые растворы на основе алюминидов никеля. 49
3.2.2 Классификация систем Ni-AI-Me. 57
3.2.3 Фазы, находящиеся в равновесии с алюминидами никеля. 62
3.3 Оценка возможности использования легирования дляповышенияжаропрочности низкотемпературной пластичности NiAI. 63
Глава 4. Термическая стабильность сплавов на основе Ni3AI . 70
4.1 Строение сплавов серии ВКНА. 71
4.2 Сравнительное исследование сплавов на основе Ni3AI и никелевых жаропрочных сплавов . 73
Глава 5. Исследование структуры и свойств и разработка f3(NiAI)+y(Ni)-cm-iaBOB на основе системы Ni-AI-Co . 85
5.1 Структура и свойства ((3+у)-сплавов системы Ni-AI-Co. 85
5.2 Влияние легирования на фазовый состав и свойства (р+у)-сплавов системы Ni-AI-Co. 92
5.2.1 Структура и фазовые превращения в сплавах системы Ni-AI-Co-Me. 92
5.2.2 Свойства сплавов системы Ni-AI-Co-Me. 106
Основные выводы по работе 116
Литература 118
Приложение 128
- Повышение характеристик прочности алюминидов никеля и сплавов на их основе
- Сплавы на основе Ni3AI
- Тройные диаграммы состояния систем Ni-AI-Me (Ме-металл или металлоид l-Vlllrpynn периодической системы).
- Сравнительное исследование сплавов на основе Ni3AI и никелевых жаропрочных сплавов
Введение к работе
Для нового поколения авиационных и ракетных двигателей необходимы конструкционные материалы, имеющие низкие плотность и которые можно эксплуатировать при температурах выше 1100 С.
Повышение температуры газа перед турбиной ГТД обеспечивает: увеличение работы цикла; повышение удельной мощности; уменьшение габаритов и снижение веса двигателя; снижение удельного расхода топлива.
Пути решения проблемы: применение новых схем двигателя; охлаждение рабочих лопаток турбины; создание новых жаропрочных сплавов; создание технологии изготовления и обработки, обеспечивающих заданную структуру.
Сопловые и рабочие лопатки, а также многие другие ответственные детали горячего тракта современных ГТД изготавливают из сложнолегированных многокомпонентных жаропрочных никелевых суперсплавов, основы создания, производства и применения которых в авиации заложил академик СТ. Кишкин. Большой вклад в развитие авиационных никелевых суперсплавов внесли Б.Н. Каблов, Б.С. Ломберг, И.Л. Светлов, Н.В. Петрушин и др. Современные никелевые суперсплавы представляют собой твердые растворы на основе Ni с ГЦК неупорядоченной структурой (матрица), упрочненные дисперсными выделениями у'-фазы, являющейся легированным твердым раствором на основе интерметаллида (ИМ) Ni3AI с упорядоченной ГЦК кристаллической структурой (1_12). Формирование оптимальной структуры осуществляется термической обработкой (ТО) литейных и термопластической обработкой деформируемых суперсплавов. Высокая жаропрочность как зарубежных, так и отечественных никелевых литейных суперсплавов определяется большой объемной
долей (до 50-60 об.%) и высокой дисперсностью вторичных выделений у'вт, выделившихся при охлаждении и ТО пересыщенного твердого раствора на основе Ni (у), а также оптимальным мисфитом, то есть разницей в периодах кристаллической решетки у'вт и у-матрицы.
Условия высокотемпературной работы тяжело нагруженных деталей современных авиационных деталей газотурбинных двигателей (ГТД) при термоциклировании и знакопеременных нагрузках интенсифицируют в материале диффузионные и усталостные процессы, которые приводят к деградации структуры и, следовательно, к снижению жаропрочности, пластичности и вязкости разрушения, что ограничивает как рабочие температуры, так и срок службы наиболее нагруженных деталей ГТД. Необходима стабилизация структуры, уменьшение движущих сил процессов, развивающихся в материале в этих условиях.
Потолок рабочих температур Ni-суперсплавов (1050-1100С) определяется их разупрочнением при указанных температурах, прежде всего из-за уменьшения объемной доли вторичных выделений у'-фазы Ni3AI (у'вт) вследствие повышения её растворимости в y-Ni-матрице, огрублением не растворившихся частиц у'вт вследствие развития диффузионных процессов. Замедление диффузионных процессов в объеме и на межфазных у/у' границах в жаропрочных никелевых сплавах достигается увеличением содержания в у- и у'-твердых растворах «медленных, тяжелых» тугоплавких металлов, таких легирующих элементов (ЛЭ) как вольфрам, молибден, тантал, рений, некоторые из которых несколько повышают температуру солидус (до 1360-1380С). Однако при этом повышается плотность сплава; увеличивается опасность образования охрупчивающих сплавы топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз (р, 5, ті, а),
аккумулирующих тугоплавкие ЛЭ, что приводит к обеднению ими у- и у'-твердых растворов. Это усложняет и, следовательно, удорожает термическую обработку сплавов, поскольку сужаются оптимальные температурные интервалы, и возрастает время, необходимое для различных стадий ТО. Следует также отметить, что легирование тугоплавкими металлами никелевых (у + у')-суперсплавов, с целью замедления диффузионных процессов, уменьшает, но не устраняет основную причину их разупрочнения при высокотемпературной работе - уменьшение объемной доли вторичных выделений у'-фазы Ni3AI вследствие повышения её растворимости в у- Ni-матрице.
Анализ данных о свойствах, имеющихся в распоряжении материаловедов, жаропрочных материалов на основе тугоплавких металлов (W, Mo, Nb, Та), интерметаллидов, керамик и композиционных материалов показал, что наиболее перспективными для замены в ряде конструкций Ni-суперсплавов являются легкие материалы на основе интерметаллидов (ИМ), особенно, алюминидов переходных металлов с упорядоченной структурой, имеющих более высокие температуры плавления и низкую плотность. Большой интерес представляют сплавы на основе алюминидов никеля Ni3AI (Тпл = 1395С; плотность р~7,5 г/см3) и NiAl (Тпл = 1640С; плотность р~5,9 г/см3), которые, в отличие от Ni-суперсплавов, не нуждаются или нуждаются в меньшей степени в защите от окисления, благодаря более высокому содержанию AI. Кроме того, возможно изготовление из них полуфабрикатов и изделий сложной формы в рамках хорошо отработанного технологического процесса получения и обработки Ni-суперсплавов.
Наиболее продвинутыми являются низколегированные сплавы на основе интерметаллида Ni3AI с ГЦК упорядоченной типа 1_10 кристаллической структурой, рабочие температуры которых на 100-150С выше рабочих температур никелевых суперсплавов. Эти
сплавы типа ВКНА, разработанные в ФГУП «ВИАМ» В.П. Бунтушкиным с сотрудниками совместно с сотрудниками ИМЕТ РАН, обладают благоприятным сочетанием пластичности при низких и средних температурах и жаропрочности при температурах выше 1000С.
Что касается сплавов на основе более тугоплавкого моноалюминида никеля NiAl с ОЦК упорядоченной типа В2 кристаллической структурой, то для создания этих материалов необходимо преодолеть два его основных недостатка: низкотемпературную хрупкость и относительно невысокую жаропрочность при рабочих температурах.
Для разработки легких жаропрочных конструкционных материалов на основе интерметаллидов представляло интерес выявить причины повышенной термостабильности при рабочих температурах выше 1100С малолегированных сплавов на основе Ni3AI и разработать пути повышения низкотемпературной пластичности и жаропрочности сплавов на основе NiAl.
В связи с эти в работе были сформулированы цель и задачи исследования.
Целью работы являлась разработка принципов создания легких, пластичных, термически стабильных, жаропрочных конструкционных сплавов на основе алюминидов никеля с Траб > Траб Ni-сплавов.
Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:
выявление основных факторов, обуславливающих потерю термической стабильности традиционных никелевых суперсплавов при температурах выше рабочих температур (1050-1100С);
проведение анализа факторов, определяющих повышенную термическую стабильность структуры и свойств сплавов ИМ на примере литейных сплавов на основе Ni3AI, которая обеспечивает
повышение рабочих температур и долговечности по сравнению с никелевыми суперсплавами;
анализ тройных диаграмм состояния Ni-AI-ЛЭ, установление физико-химических закономерностей взаимодействия ЛЭ с алюминидами никеля и выбор на этой основе систем легирования и композиций, фазовый состав и объемные доли структурных составляющих которых не меняется (слабо меняется) при повышении температуры, что должно обеспечить повышение рабочих температур, а также выбор композиций, в которых в равновесии с алюминидом никеля находятся вязкие пластичные фазы, что обеспечивает повышение низкотемпературной пластичности и/или вязкости разрушения сплавов;
исследование влияния легирования и способа получения на фазовый состав, структуру и свойства сплавов на основе NiAl и разработка базового сплава на основе NiAl, в котором реализованы принципы повышения низкотемпературной пластичности и жаропрочности.
Повышение характеристик прочности алюминидов никеля и сплавов на их основе
В работах ИМЕТ и ЦНИИЧермет показано [38], что холодной прокаткой ленты толщиной 200...50 мкм из сплава на основе NiAl, полученного быстрой кристаллизацией при прокатке расплава, можно повысить предел текучести при комнатной температуре (с 600...700 МПа до 2300...2600 МПа). Формирующаяся при этом мелкозернистая структура с высокой плотностью дислокаций (сіяч 1 мкм) обуславливает снижение способности материала кравномерному удлинению (8 0,5...1,0 %), но увеличивает способность к сосредоточенной деформации (материал выдерживает до 120 гибов с пе- регибом). Низкотемпературный отжиг при 1000С вызывает снятие внутренних напряжений, снижение плотности дислокаций, получение зерна размером d3 5 мкм и повышение степени упорядочения, что позволяет сочетать удовлетворительную прочность (ст0,2 1600 МПа) с высокой способностью к сосредоточенной деформации изгибом (130...260 циклов "гиб/перегиб"). Высокотемпературный отжиг при 1200С вызывает полную перекристаллизацию деформированного материала (d3 10...20 мкм) и снятие напряжений, что обеспечивает удовлетворительную прочность ( т0,2 = 500±35 МПа), способность к равномерной пластической деформации (удлинение 4,8...9,9 %) при сохранении способности к сосредоточенной пластической деформации (7...14 циклов "гиб/перегиб"). Прочность рекристаллизованного материала на основе Ni3AI, NiAl с равноосными зернами зависит от размера зерна, подчиняясь правилу Холла-Петча: а0,2 = о"о+ kyd"0,5. С повышением температуры вклад границ зерен в упрочнение уменьшается, возрастает роль зернограничного проскальзывания. При температурах выше некоторой кри- тической измельчение зерна ведет к разупрочнению сплавов на основе ИМ.
Поэтому, для сплавов, работающих при высоких температурах упрочнение за счет пластической деформации и измельчения зерна не имеет приоритетного значения. Показатели прочности стараются поднять за счет твердорастворного и дисперсного упрочнения.
Характеристики прочности алюминидов определяется несколькими факторами: изменением типа, направленности и силы межатомной связи; изменением степени дальнего порядка и возможностью возникновения сегрегации, кластеров, зон с ближним порядком; степенью искажения кристаллической решетки из-за различия в размерах атомов ЛЭ и замещаемого атома и их электронном строении, уровнем возникающих при этом упругих напряжений; характером влияния ЛЭ на развитие диффузионных процессов при температурах выше 0,5 Тпл.
Электронное строение NiAl характеризуется сильной гибридизацией Nicf-Alp связей вдоль направления 111 между ближайшими соседними атомами в парах Ni-AI (сильная ковалентная составляющая), обеднением электронами как Ni-, так и АІ-позиций в направлении 100 между соседями второй координационной сферы и увеличением плотности электронов между ближайшими атомами Ni-AI в направлении 111 (слабая ионная связь) [39, 40]. Эти направленные связи в NiAl преобладают над металлической. Экспериментальное исследование рентгеноэлектронных спектров валентной зоны NiAl, легированного Со, Fe, Мп, показало, что легирование приводит к изменениям формы спектра валентных электронов, указывающим на усиление ковалентной Alp-(Ni, M)d связи [41], что должно вести к упрочнению материала и повышению сопротивления ползучести.
Нейтронографические исследования влияния легирования на упорядочение в NiAl показали, что введение в никелевую подрешетку Fe и Со не ухудшает упорядочения, тогда как введение до 2 ат. % Ті, замещающего в NiAl позиции AI, несколько уменьшает степень упорядочения [42]. Степень упорядочения легированных алюминидов во многом зависит от близости их состава к стехиометрическому. Для воздействия на механические свойства особую важность приобретает знание характера замещения ЛЭ позиций в подрешетках AI и/или Ni, величины искажений, вносимых ЛЭ в структуру алюминида.
В y -Ni3AI элементы Со, Pt и Си занимают позиции преимущественно в Ni подрешетке; Ті, Zr, Hf, V, Nb, Та, Zn, Ga, Ge, Si, Sn и возможно W, Mo занимают позиции в Al подрешетке; Fe, Mn, Cr и возможно W, Mo занимают место равновероятно в Ni и Al подрешетках [43].
Исследования, выполненные в ИМЕТ РАН [44], показали, что переходные металлы IV, V и VI групп имеют ограниченную растворимость в p-NiAl, убывающую в ряду V (24 ат. %), Ті, Cr, Та, Hf, Mo и W ( 0,1 ат. %), и замещают в кристаллической решетке NiAl позиции алюминия. При этом происходит смещение максимального содержания растворенного ЛЭ в сторону гиперстехиометрического содержания никеля. NiAl образует непрерывные ряды твердых растворов с FeAl, CoAl, RuAl, а также, вероятно, с PdAI. Исходя из этого факта, а также на основании данных о положении богатой никелем границы (З-NiAI в системах Ni-AI-Cu и Ni-AI-Mn можно считать, что Fe, Со, Ru, Pd и Си замещают преимущественно Ni в (3-NiAl, а Мп может замещать как AI (богатая никелем сторона области существования NiAl), так и Ni (богатая алюминием сторона области существования NiAl).
Искажение кристаллической решетки алюминида из-за различия в атомных размерах и электронном строении ЛЭ и замещаемого атома и увеличение концентрации ЛЭ определяют интенсивность твердорастворного упрочнения алюминидов при низких и средних температурах. Так, ЛЭ, замещающие AI в Ni3AI, и элементы внедрения по возрастанию упрочняющего эффекта при 77 К могут быть расположены в следующий ряд: Сг, V, Ті, Mo, Si, W, Nb, Sn, Та, In, Zr, Hf (С, В). Влияние ЛЭ на прочность при 300 К NiAl, имеющего широкую область гомогенности, во многом зависит от того, какие позиции в NiAl занимает ЛЭ. Для NiAl
Сплавы на основе Ni3AI
Сплав ВКНА-4У, содержит (мас.%): 8,5-9,5 Al; 4,5-5,5 Cr; 2,5 W; $5,0 Мо; 3,5-4,5 Со; 0,6-1,2 Ті; 0,02 С. Он имеет двухфазную структуру -90 об.% y -Ni3AI+10 об.% y-Ni.
Методом высокоградиентной направленной кристаллизацией на установке УВНК по технологии, разработанной в ВИАМ, из сплава ВКНА-4У были изготовлены рабочие лопатки (см. рис. 2.1) турбины двигателя ТВД-20 и поставлены на длительные стендовые испытания в условиях ОАО ОМКБ. Продолжительность испытаний составляла 5000 ч и 4800 циклов. В тех же турбинах были испытаны лопатки из
Для исследования структуры сплавов шлифы готовили стандартным способом: последовательной обработкой плоской поверхности образцов на грубой и тонкой шлифовальной бумаге и дальнейшей полировкой во взвеси двуокиси хрома (Сг203) в воде с последующим выявлением структурных составляющих химическим травлением. Процедура травления шлифов заключалась в двух-трехразовом нанесении травителя HCI (100мл) + CuS04 (20г) + Н20 (100мл) на поверхность образца в течении долей секунды, после каждого травления шлиф тщательно промывался под струей воды.
Микроструктурный анализ проводили с помощью оптической микроскопии на оптических микроскопах "NEOPHOT-2" и "NEOPHOT-32" при увеличениях от х 50 до х 1000, применяя методы количественной металлографии для определения объемных долей структурных составляющих и с помощью сканирующей электронной микроскопии на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) фирмы «Cambridge Instrument» с приставкой «Link Pentafit» на приборе «LEO-430» в режиме вторичных и упругоотраженных электронов при увеличениях от х 100 до х 10000.
Плотность исследуемых образцов определяли методом их гидростатического взвешивания при ошибке метода измерения 0,05 г/см3 или 0,25%. Для сплавов на основе NiAl плотность колебалась в пределах 6,9-8,0 г/см3 в зависимости от типа легирования.
Рентгеновский фазовый анализ (РФА) применяли для определения фазового состава образцов. Съемку рентгенограмм проводили на установке рентгеновского дифрактометра "ДРОН-3" (трубка ECB-Gu-27), совмещенной с компьютером PC AT. Съемка велась в медном излучении (Ка Си, А=0,154118 нм) с никелевым (3-фильтром. Экспериментальные данные обрабатывались с помощью программного комплекса КО-ИМЕТ. Для идентификации фаз использовались данные POWDER DIFFRACTION FILE (картотека ASTM). Данные о межплоскостных расстояниях для различных фаз находили в специальных таблицах в справочной литературе [52].
Микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) проводили для изучения распределения элементов в различных фазах и на фазовых границах на СЭМ MSM-5 типа МИНИ-СЭМ, на СЭМ в комплекте с рентгеноспектральным микроанализатором "Супер-зонд" JXA-733 (максимальные размеры исследуемых образцов составили: диаметр 15 мм, высота 10 мм), а также на СЭМ фирмы «Cambridge Instrument» с приставкой «Link Pentafit» на приборе «LEO-430». Распределение элементов определяли по концентрационным линиям распределения интенсивности Ка Ті, Al, La Hf, Zr, Nb, Та, V, Ka Si, С, В, О, N при ускоряющем напряжении 15-25 кВ. Диаметр электронного зонда - 1-5 мкм, относительная точность количественных определений - 1-5% [53].
Дифференциальный термический анализ (ДТА) проводился на установке «Setaram», которая позволяет определять температуры фазовых переходов в температурном интервале от 20 до 1700С при непрерывном нагреве и охлаждении. В установке температура изменялась с помощью термопар W-Re. Образцы помещались в тигли из окиси алюминия (корунда) диаметром 6 мм. Эксперимент проводился в атмосфере аргона. Скорость нагрева составляла 5 С/мин.Механические свойства образцов определяли при комнатной и повышенной температурах.
Кратковременные испытания на растяжение проводили на установке типа «Instron». Длительные испытания на растяжение проводили на установках типа «ВП-8». Испытания образцов сплавов ИММ на растяжение проводились на воздухе при температурах от 20 до 900С на 5-кратных разрывных образцах с диаметром рабочей части 2,5 и 3,0 мм, диаметром головки захвата 5 мм. Поверхность образцов соответствовала 6 классу чистоты. Скорость передвижения подвижного захвата при кратковременных испытаниях составила 2,5 мм/мин.
Измерения твердости и микротвердости как методы локального нагружения материала «жестким» индентором могут рассматриваться как методы микромеханических испытаний, которые кроме твердости дают комплекс механических характеристик (предел текучести при растяжении, напряжение разрушения, модуль упругости Юнга, трещиностойкость и др.). Это дает основание использовать измерение твердости как наиболее просто осуществляемое измерение для первоначальной сравнительной оценки прочностных свойств при комнатной и повышенных температурах. Делаются попытки установления корреляции между длительной твердостью и сопротивлением ползучести [54, 55], в т.ч. на ИМ, определение
Тройные диаграммы состояния систем Ni-AI-Me (Ме-металл или металлоид l-Vlllrpynn периодической системы).
При рассмотрении данных по тройным ДС систем Ni-AI-Me обращает на себя внимание то, что многие из них построены достаточно схематично, на основании исследования относительно небольшого числа тройных сплавов в средней части тройных систем. Границы фазовых областей более детально изучавшихся участков тройных систем построены методами микрорентгеноспектрального анализа (МРСА), имеющими определенные ограничения. Часть тройных ДС построена расчетным методом. В ряде случаев компьютерное изображение этих систем не выдерживает критики с точки зрения термодинамики. В связи с этим неизбежными являются разногласия отдельных авторов в определении числа и типа появляющихся тройных фаз, и тем более в оценке температурно концентрационных интервалов их существования. Наиболее надежные из этих ДС приведены на рис. 3.5-3.7.3.2.1. Твердые растворы на основе алюминидов никеля.
Известно, что растворимость ЛЭ в ИМ, так же как и в металлах, определяется размерным и электрохимическим факторами, т.е. искажениями, возмущениями, вносимыми в кристаллическую решетку ИМ при замещении атомов основы атомами ЛЭ, имеющими другой атомный (ионный) радиус и другое электронное строение. Однако в случае ИМ с упорядоченной кристаллической решеткой все гораздо сложнее, чем при легировании металлов, поскольку накладывается взаимодействие между обоими металлами, образующими ИМ. Электронное строение и размер атомов ЛЭ определяют, в какой из подрешеток упорядоченной кристаллической решетки ИМ будут размещаться атомы ЛЭ, замещая атомы одного из составляющих ИМ металлов. Никель и алюминий сильно различаются как по электронному строению, так и по размерному фактору (Ni -spd переходный электроотрицательный металл VIII группы с электронной конфигурацией валентных электронов (d8s2) с RaT= 0,124 нм, a AI -непереходный электроположительный металл III группы с электронной конфигурацией валентных электронов (s2p1) с RaT= 0,143 нм). Это позволяет предположить, что электроположительные переходные и непереходные металлы (и металлоиды) III - V групп с атомным радиусом большим или близким к таковому для AI (и тем более большим, чем для Ni) будут занимать в кристаллической решетке алюминидов никеля позиции AI, а электроотрицательные металлы VII и VIII групп с атомным радиусом, меньшим, чем у AI, позиции Ni.
Интерметаллид у -МізАІ имеет узкую область гомогенности, поэтому направление ее распространения на изотермическом сечении можно определить как вектор, соединяющий точку стехиометрического состава (Ni75A125) и вершину области гомогенности. В соответствии с данными работы [64] о положении богатой алюминием границы области Y -Ni3AI, а также результатами исследований [65] и многочисленными экспериментальными и теоретическими исследованиями [66] можно считать надежно установленным, что в у -Ni3AI переходные металлы III-V групп Sc, Y, РЗМ (редкоземельные металлы), Ті, Zr, Hf, V, Nb, Та, а также непереходные металлы и неметаллы (Zn, Ga, Ge, Si и Sn), занимают позиции преимущественно в AI подрешетке, металлы VIII и I групп (Со, Pt, Ru и Си занимают позиции преимущественно в Ni подрешетке, тогда как Fe, Мп, Сг (возможно, W, Мо) - равновероятно в Ni и AI подрешетках. Растворимость ЛЭ, замещающих AI, увеличивается в ряду (ат.%): переходные металлы - Мо (до 5% Мо),Та (V, Nb, Hf, Zr), Сг (до 15-18% Сг), Ті (замещает до половины атомов АІ); непереходные металлы и неметаллы - In, (Sb) Sn (замещает до 30% AI), Si (замещает до 50% AI), Ga, Ge образуют непрерывные ряды твердых растворов Ni3(AI, Ge) и Ni3(AI, Ga), замещая до 100% AI. Платина, кобальт, медь замещают в решетке y -Ni3AI от 10. до 30 ат. % Ni. Эти данные отражены на рис. 3.2, где приведена схема, на которой указаны направления распространения областей гомогенности у -фазы на изотермических сечениях при 900С некоторых тройных систем. Пунктиром нанесены векторы, соответствующие случаям исключительного замещения легирующим элементом позиций тникеля или алюминия.
Хорошо известной особенностью интерметаллического соединения (3-NiA1 является изменение типа твердого раствора в пределах области гомогенности. При содержании 50 ат.% Ni образуются твердые растворы замещения алюминия никелем, а при содержании 50 ат.% AI — растворы вычитания. Образование растворов вычитания никеля, обусловленное неспособностью алюминия замещать никель в кристаллической решетке сплава, связывалось или с различием атомных размеров чистых никеля и алюминия, или с изменением электронной концентрации. В рамках первого предположения невозможность замещения никеля алюминием объясняется существенно большим размером атомов алюминия по сравнению с никелем. Во втором варианте указывалось на отклонение электронной концентрации от 3/2 — оптимального для ОЦК-структуры значения при замещении «нуль-валентного» никеля (переходный металл) трехвалентным алюминием.
Рис. 3.2. Область гомогенности твердых растворов на основе Ni3AI и NiAl [43, 64, 67]. Растворимость элементов, замещающих в NiAl позиции в AI-подрешетке, увеличивается при 1100С от (ат.%) 0,1% для W, Мо до -1,4 Hf, 1,7 Nb, -2,5 Та, 7,8 Сг, Ті, -12% V. При этом максимум растворимости ЛЭ в NiAl смещается в сторону гиперстехиометрических составов с содержанием Ni более 50% тем больше, чем больше атомный радиус ЛЭ отличается от такового для замещаемого металла (AI) (рис. 3.2) [64].
Сравнительное исследование сплавов на основе Ni3AI и никелевых жаропрочных сплавов
Оценка термостабильности [79] сплавов на основе Ni3AI проводилась на примере сплава ВКНА-4У Моно. Для сравнения был выбран традиционный никелевый жаропрочный сплав ЖС6У, представляющий собой твердый раствор на основе Ni с ҐЦК структурой, упрочненный вторичными выделениями у -фазы, являющейся твердым раствором на основе интерметаллида Ni3AI с упорядоченной ГЦК кристаллической структурой. Высокая жаропрочность как зарубежных так и отечественных никелевых суперсплавов типа ЖС (ЖС6, ЖС26, ЖС32 и других) определяется большой объемной долей (до 40-60 об.%) и высокой дисперсностью вторичных кубоидных выделений у -фазы Ni3AI, образовавшихся при старении пересыщенного твердого раствора на основе Ni и имеющих кубическую форму, период кристаллической решетки которых отличается от такового для Ni-матрицы на 0,3- 0,5% [83]. Из сплавов ВКНА-4УМоно и ЖС6У были изготовлены рабочие лопатки турбины двигателя ТВД-20. Лопатки были вмонтированы в одну турбину. Структура лопаток исследовалась после наработки на двигателе в течение 5000 ч и после 4800 циклов.
Сплав ВКНА-4У Моно.В исходном состоянии сплав ВКНА-4У Моно является монокристаллическим, двухфазным (у +у), границы зерен отсутствуют (рис. 4.2 а, б). Основу сплава составляет легированный интерметаллид y -Ni3AI (до 90 об.%). В у -матрице равномерно распределены прерывистые прослойки вязкой пластичной структурной составляющей - у-фазы (твердый раствор на основе Ni). Встречаются редкие и равномерно расположенные по сечению участки у - фазы, свободные от у- прослоек. Все это указывает на то, что сплав по составу близок к составу сложнолегированной эвтектики 1_ -»у+у и практически может рассматриваться как естественный композит, самоорганизующийся при кристаллизации. Единственная термообработка, в которой нуждается этот литейный материал -кратковременный высокотемпературный отжиг для снятия напряжений, возникающих при кристаллизации.
Рис. 4.2. Микроструктура сплава ВКНА-4У моно в исходном состоянии.После наработки 5000 часов (рис. 4.3 а, б) и за 4800 циклов (рис. 4.3 в, г) можно отметить следующие характерные особенности структуры выходной кромки горячего сечения пера лопатки из Ni3AI сплава: -сплав сохранил однородную двухфазную (у +у) - структуру;-объемная доля у - фазы практически не изменилась;-новые фазы не обнаружены;-в прерывистых прослойках у- фазы образовались дисперсные вторичные выделения у -фазы, выделившиеся из пересыщенного у-твердого раствора на основе Ni под воздействием высоких температур и напряжений; сформировавшаяся структура подобна таковой для традиционных никелевых жаропрочных сплавов;-произошло укрупнение всех структурных составляющих (таблица 4.2}, свидетельствующее о том, что материал пера лопатки при наработке подвергался перегреву по крайней мере до 1150С.
Рис. 4.3. Микроструктура выходной кромки горячего сечения пера рабочей лопатки из опытного сплава ВКНА-4Умоно после наработки в течение 5000 ч (а, б) и 4800 циклов (в, г).
В исходном состоянии сплав ЖС6У имеет крупнозернистую структуру (рис. 4.4 а, б) и является многофазным: по границам зерен видны крупные частицы карбидов неправильной формы и их скопления; дендриты являются двухфазными - выделения у -фазы в у-твердом растворе на основе никеля. Морфология у -фазы в осях дендритов кубоидная (объемная доля около 60%); в межосных участках частицы у -фазы округлые и в 2-6 раз крупнее (характерная структура жаропрочных никелевых суперсплавов).
После наработки в течение 5000 час (рис. 4.5 а, б) и за 4800 циклов (рис. 4.5 в, г) можно отметить следующие характерные особенности структуры выходной кромки горячего сечения пера лопатки из серийного сплава:-структура сплава остается гетерофазной (у+у +карбиды);-зернограничные включения карбидов дробятся и образуют цепочки (рис. 4.5 а, б );-за 4800 циклов резко уменьшилась объемная доля у -фазы, выделения которой сохраняются при рабочих температурах преимущественно вблизи стабилизированных карбидами границ зерен (менее 20 об.%) и в междендритных пространствах в виде прерывистых прослоек в у-матрице (твердый раствор на основе Ni) и практически исчезают в осях дендритов (1-7об.%).
