Полный текст

Введение Одним из перспективных направлений в поиске металлических материалов, которые могут работать в экстремальных условиях, является создание сплавов, содержащих интерметаллидные фазы [1-6]. Примером являются суперсплавы на основе (g + g¢)-фаз, в которых g-фаза представляет собой неупорядоченный ГЦК-твердый раствор, а g¢ - упорядоченная фаза со сверхструктурой L12 [1-6]. Такие сплавы создаются часто на основе Ni и Al, поскольку в системе Ni-Al возможно существование интерметаллических соединений, прежде всего Ni3Al [3-12]. В сплавах, где присутствует g¢-фаза, эта фаза являлась упрочняющей. Суперсплавы используются в условиях достаточно высоких температур и должны обладать, в частности, значительным сопротивлением ползучести. Для повышения характеристик ползучести используется легирование различными элементами, такими как Cr, Co, Mo, W, Ta и др. Фазовый состав таких суперсплавов и локализация фаз, образующихся с этими элементами, изучены недостаточно. Целью настоящей работы явилось изучение фазового и структурного состояний многокомпонентного сплава на основе Ni-Al-Co, изготовленного методом направленной кристаллизации (НК), последующей деформации и подвергнутого отжигам. Материал и методы исследования Материалом исследования являлся сложнолегированный сплав. Основные элементы сплава: Ni - 48 ат. %, Al - 19 ат. % и Со - 27 ат. %. Основными легирующими элементами были Cr, Ti Mo и Nb в суммарном количестве около 4 ат. %. Сплав исследовался в трех состояниях: 1) исходное состояние - после направленной кристаллизации (НК); 2) НК + деформация при 1200 °С до 70 % сжатием и 3) НК + деформация при 1200 °С до 20 % + отжиг 1280 °С 1 ч + отжиг 950 °С 24 ч. Основными методами исследования являлись: просвечивающая электронная дифракционная микроскопия (ПЭМ) на тонких фольгах и растровая электронная микроскопия (РЭМ). Резка образцов, подлежащих исследованию, была проведена на электроискровом станке в мягком режиме, который не вносил в материал искажений и дополнительных дефектов. При этом образцы вырезались в направлении, перпендикулярном направлению роста кристалла. Подготовка образцов для исследований включала электролитическую полировку в пересыщенном растворе хромового ангидрида в ортофосфорной кислоте. Электролитическое травление поверхности образцов для их исследования в сканирующем электронном микроскопе проводилось в пене указанного электролита при начальном напряжении 50 В. Изучение тонких фольг выполнялось на просвечивающем электронном микроскопе ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 125 кВ и рабочем увеличении в колонне микроскопа 25 000 крат. Исследования поверхности после травления были проведены на сканирующем электронном микроскопе TESLA BS-301 при рабочем увеличении 50-10 000 крат. Средние размеры структурных элементов и параметры тонкой структуры измерялись по соответствующим микрофотографиям методом секущей [13, 14]. Полученные данные обрабатывались статистически. Фазовый анализ проводился на основе данных, полученных в просвечивающем электронном микроскопе из расшифровки соответствующих микроэлектронограмм и наблюдений в светлых и темных полях высокого разрешения [15]. Результаты и их обсуждение Методами просвечивающей дифракционной и растровой электронной микроскопии установлено, что основными фазами во всех состояниях являются g- и g¢-фазы. Как правило, эти фазы формируют основную структуру сплава практически во всех суперсплавах. В исследуемом сплаве они присутствуют в виде квазикубоидов g¢-фазы, разделенных прослойками g-фазы. Выполненные в работе измерения позволили классифицировать частицы g¢-фазы на два масштабных уровня: g¢-фаза первого уровня (g¢I) - крупные округлые частицы размером 25-35 мкм; второй масштабный уровень g¢-фазы - g¢-фаза второго уровня (g¢II) - частицы квазикубоидной формы размером от 0,25 до 0,6 мкм, находящиеся в двухфазной смеси (g + g¢II), которая окружает крупные частицы g¢I. Количественный фазовый состав исследуемых сплавов представлен в табл. 1. Рис. 1. Изображение структуры сплава после направленной кристаллизации, полученное методом РЭМ. Стрелками указаны крупные частицы g'-фазы, А - область мелкодисперсной смеси (g + g') Таблица 1 Объемные доли основных фаз в исследуемых образцах № п/п Состояние сплава Объемные доли фаз, d ± 0,05 g' g b e 1 НК (исходное состояние) 0,78 0,15 0,05 0,02 2 НК + деформация при 1200 °С до 70 % сжатием 0,90 0,08 Нет 0,02 3 НК + деформация при 1200 °С до 20 % + отжиг 1280 °С 1 ч + 950° 24 ч 0,79 0,05 Нет Нет Таблица 2 Средние размеры частиц g'-фазы разного уровня и их объемные доли в исследуемых сплавах № п/п Состояние Частицы g'-фазы I уровня Частицы g'-фазы II уровня Доля, d ± 0,05 `d ± 0,5 мкм Доля, d ± 0,05 `d ± 0,5 мкм 1 НК (исходное состояние) 0,22 31,8 0,71 0,26 2 НК + деформация при 1200 °С до 70 % сжатием 0,14 26,2 0,76 0,95 3 НК + деформация при 1200 °С до 20 % + + отжиг 1280 °С 1 ч + 950 °С 24 ч 0,10 22,06 0,85 0,57 а б в Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение g'-частицы первого уровня в сплаве, полученном методом направленной кристаллизации: а - светлопольное изображение; б - микроэлектронограмма; в - ее индицированная схема Структура сплава в исходном состоянии (состояние 1) представляет собой смесь относительно крупных частиц g'-фазы и мелкодисперсной смеси (g + g'). Было установлено, что крупные частицы являются частицами g¢-фазы первого уровня (g¢I). На рис. 1 эти частицы отмечены стрелками. Их средний размер составляет более 30 мкм (табл. 2). Установлено также, что в сплаве присутствует текстура типа <001> вдоль оси образца. В соответствии с текстурой на рис. 1 и расположены частицы g'-фазы первого уровня. На рис. 2 представлено электронно-микроскопическое изображение структуры g'-фазы первого уровня после НК (исходное состояние). Хорошо видно, что в частицах g¢I присутствуют большеугловые границы (см. рис. 2, а). Четко выраженные сверхструктурные рефлексы на микроэлектронограмме (см. рис. 2, б) свидетельствуют о высокой степени дальнего порядка в g¢I. Кроме того, на рис. 2 в основном объеме g¢I хорошо виден крапчатый контраст, который свидетельствует о неустойчивом состоянии твердого раствора. Исходя из этого, можно сделать вывод, что g'-частицы первого уровня находятся в состоянии предраспада. Изображения тонкой структуры (g + g')-смеси для сплава, полученного методом НК, т.е. в исходном состоянии, приведены на рис. 3. В смеси (g + g') g'-фаза присутствует в виде частиц второго уровня (квазикубоидов). На темнопольном изображении, полученном в основном рефлексе g-фазы (см. рис. 3, б), видны прослойки между квазикубоидами (отмечены стрелками). Квазикубоиды g'-фазы имеют сверхструктуру L12, о чем свидетельствуют яркие сверхструктурные рефлексы на микроэлектронограмме. Мелкодисперсная смесь (g + g') занимает большую часть объема сплава. Доля мелкодисперсной смеси равна 0,71. На границах g'- и g-фаз присутствуют дислокации, локальная скалярная плотность дислокаций - 4∙108 см-2. В отличие от двухфазной смеси (g + g') с низкой скалярной плотностью дислокаций, в частицах g¢I скалярная плотность дислокаций а б в Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение тонкой структуры сплава, полученного методом направленной кристаллизации: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение, полученное в основном рефлексе (g + g¢)-фазы в - индицированная микроэлектронограмма: плоскость фольги - (114) g¢-фазы (сверхструктура L12) а б в г Рис. 4. Электронно-микроскопическое изображение тонкой структуры сплава, полученного методом НК: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение в рефлексе b-фазы; в - микроэлектронограмма и г - ее индицированная схема а б в Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение структуры сплава, полученного методом НК: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение в рефлексе [100] e-фазы; в - соответствующая микроэлектронограмма и ее индицированная схема высокая. Она составляет 1∙1010 см-2. Есть еще одно основание утверждать, что g'-фаза первого уровня находится в неравновесном состоянии. Наряду с основными фазами обнаружена третья фаза - b-фаза. Она наблюдается только в исходном состоянии (см. табл. 1). Эта фаза упорядочена и имеет сверхструктуру В2. Присутствие b-фазы обнаруживается только при исследовании в просвечивающем электронном микроскопе. На рис. 4 представлены светлопольное и темнопольное изображения b-фазы в сплаве. Она наблюдается в виде игл внутри крупных частиц g¢I. На микроэлектронограммах хорошо видны сверхструктурные рефлексы. Сохранение дальнего порядка при мартенситном превращении g' ® b обусловлено механизмом превращения, не вносящем антифазные границы. Такой механизм был предсказан давно и иногда наблюдался [16-21]. В сплаве, полученном методом НК, обнаружена четвертая фаза - e-фаза. Она обладает гексагональной плотноупакованной кристаллической решеткой с упорядоченным расположением атомов - сверхструктура D024. На рис. 5 представлено изображение этой фазы, полученное с использованием просвечивающего микроскопа. Выделения e-фазы имеют пластинчатый вид. e-Фаза также образуется из g'-фазы путем сдвигового превращения. Внутренне она двойникована. Двойникование обусловлено аккомодацией сосуществующих фаз и стремлением системы к минимуму упругой энергии [20-25]. Превращение g' ® e частично сохраняет дальний порядок. Пластическая деформация после НК значительно увеличивает объемную долю g'-фазы (состояние 2) (см. табл. 1). Это означает, что по фазовому составу пластическая деформация приближает исследуемый сплав к равновесию [16, 17]. Другое заметное изменение, вызванное пластической деформацией при температуре 1200 °С - уменьшение объемной доли частиц g'-фазы первого уровня (см. табл. 2). Эти процессы при деформации коррелируют с изменением структуры сплавов при отжигах [16, 17]. Изображение структуры сплавов НК, деформированных при температуре 1200 °С до 70 % сжатием, полученное в сканирующем микроскопе, представлено на рис. 6. Сплавы после деформации имеют поликристаллическую структуру, морфология которой далека от равновесия. Тем не менее по сравнению с исходным состоянием (НК) частицы g¢I сохранились, хотя их доли и размеры существенно уменьшились (см. табл. 2). Из рис. 6 видно, что часть областей (g + g') имеют крапчатый контраст. Электронно-микроскопические исследования показали, что этот контраст обусловлен наличием мелкодисперсной смеси (g + g) в сплаве (рис. 7). Исследования показали, что объемная доля частиц g'-фазы первого уровня уменьшается, в то же время возрастает объемная доля квазикубоидов второго уровня. Размер частиц g'-фазы второго уровня в деформированном сплаве увеличился почти в 5 раз по сравнению с исходным состоянием сплава. Изменилась форма этих частиц, они стали более прямоугольными. Помимо морфологии g- и g'-фаз пластическая деформация приводит к изменению фазового состава, а именно: в сплаве исчезла b-фаза, но сохранилась в небольшом объеме e-фаза (см. табл. 1). Структура сплава состояния 3 (НК после деформации и двух отжигов), наблюдаемая в сканирующем микроскопе, приведена на рис. 8. Как и в сплаве состояния 2 (НК + деформация до 70 %), сплав в состоянии 3 представляет собой поликристаллический агрегат, также присутствуют Рис. 6. Изображение структуры сплава НК, деформированного при температуре 1200 °С сжатием до 70 %, полученное в сканирующем микроскопе; стрелками указаны крупные частицы g'-фазы, А - области мелкодисперсной смеси (g + g') g'-частицы первого уровня (g¢I). Однако, в отличие от состояния 2, внутри частиц g¢I начался распад. Это хорошо видно на рис. 8 (отмечены стрелками). Средние размеры этих частиц и их доля также уменьшаются (см. табл. 2). Анализ фазового состава сплава после НК, деформированного с последующими отжигами (состояние 3), показывает, что фазовое равновесие соответствует температуре 800 °С [16]. В этом случае сплав попадает в двухфазную область (g + g'). Деформация и последующие отжиги уменьшают объемную долю частиц g¢I. Это свидетельствует о стремлении структуры к равновесию по морфологии. Перекристаллизованная доля g'-фазы, где сохранилась g-фаза, представляет из себя кубоиды (рис. 9). Судя по данным табл. 2, именно в этой части объема материала происходят изменения. Так же как и в состоянии после деформации, помимо морфологии g- и g'-фаз отжиг влияет на фазовый состав, а именно: в сплаве исчезла e-фаза. Заключение Методами просвечивающей дифракционной и растровой электронной микроскопии установлено, что как пластическая деформация, так и пластическая деформация с последующими отжигами влияют на фазовый состав исследуемого сплава. Установлено, что во всех исследованных образцах объемная доля модификации g¢I изменяется, а это означает, что данная модификация неустойчива. Меньшая неустойчивость ее проявляется после деформации без последующего отжига, и самая неустойчивая модификация g¢-фазы оказывается g¢I после предварительной деформации сплава с последующими отжигами. Основной преемницей фазы g¢I по объемной доле материала является фаза g¢II. Эта модификация более устойчива, и ее объемная доля растет во всех состояниях. Быстрее всего объемную долю модификации g¢II увеличивает отжиг после деформации. а б в Рис. 7. Электронно-микроскопическое изображение тонкой структуры сплава, полученного методом НК и деформированного при температуре 1200 °С сжатием до 70 %: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение g-фазы, полученное в основном рефлексе ; в - индицированная микроэлектронограмма с соответствующего участка: плоскость фольги - g¢-фазы (сверхструктура L12) Рис. 8. Изображение структуры сплава в сканирующем микроскопе, полученного методом НК и деформированного при температуре 1200 °С до 20 % и затем отожженного при температурах 1280 °С 1 ч и 950 °С 24 ч. Стрелками указаны крупные частицы g'-фазы, А - области мелкодисперсной смеси (g + g') а б в г Рис. 9. Электронно-микроскопическое изображение тонкой структуры сплава, полученного методом направленной кристаллизации, деформированного при температуре 1200 °С до 20 % и затем отожженного при температурах 1280 °С 1 ч и 950 °С 24 ч: а - светлопольное изображение; б - темнопольное изображение, полученное в основном рефлексе [002] (g + g¢)-фаз; в - темнопольное изображение, полученное в сверхструктурном рефлексе [001] g'-фазы; г - индицированная микроэлектронограмма с соответствующего участка фольги (плоскость фольги - (120) (g + g')-фазы, сверхструктура L12) Поведение размеров частиц g¢I подтверждает сказанное. Они быстро убывают со временем отжига. Таким образом, прямыми измерениями установлена неустойчивость структурной модификации g¢I и устойчивость модификации g¢II.

Об авторах

Е. Л Никоненко

Томский государственный архитектурно-строительный университет

Н. Р Сизоненко

Томский государственный архитектурно-строительный университет

Н. А Попова

Томский государственный архитектурно-строительный университет

Список литературы

Статистика

Просмотры

Аннотация - 25

PDF (Russian) - 24

Ссылки

• Ссылки не определены.