Исследование влияния термической обработки на микроструктуру, параметры дендритной ликвации и время до разрушения интерметаллидного ренийсодержащего сплава на основе Ni3Al

Введение

Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 7.3. «Создание интерметаллидных никелевых сплавов и композиционных материалов на их основе» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [1].

Стремление к созданию высокотемпературных конструкционных материалов с высокими показателями жаропрочности привело к необходимости легирования интерметаллидных композиций упорядоченного соединения Ni₃Al рением с целью снижения диффузионных процессов при рабочих температурах ˃0,8Т_пл [2, 3]. Известно [4], что рений растворяется только в γ-фазе, которая занимает ~10% (объемн.) осей дендритов, и создает ликвационную неоднородность химического состава [5, 6]. Следовательно, для снижения и/или устранения ликвации необходимо проведение гомогенизирующего отжига [7–11].

В данной статье представлено исследование влияния высокотемпературного отжига на микроструктуру, параметры дендритной ликвации и время до разрушения интерметаллидного ренийсодержащего сплава ВИН1 (ВКНА-25) и показан метод снижения трудоемкости проведения эксперимента путем разработки регрессионной модели, связывающей прочностные параметры с технологическими.

Материалы и методы

Объект исследования – интерметаллидный сплав на основе соединения Ni₃Al с монокристаллической структурой кристаллографической ориентации (КГО) [111]. Требования к шихтовым материалам по газам и примесям, очередность их загрузки, а также проведение процесса плавки соответствовали специально разработанной технологии, обеспечивающей изготовление высококачественной прутковой (шихтовой) заготовки [12, 13].

Образцы для исследований с монокристаллической структурой заданной КГО состава, % (по массе): Ni₃Al–4,5Co–5,8Cr–5,0Mo–3,0W–1,4Re–0,5Ti, отливали методом направленной кристаллизации в оболочковые керамические формы с использованием Ni–W-затравок [14, 15]. Для проведения термической обработки образцов использовали камерную печь VEB KS400/100. Максимальная рабочая температура печи 1350°С. Садку образцов загружали в предварительно разогретую печь, выдерживали при заданной температуре в течение заданного времени, охлаждали до 800°С с печью, затем на воздухе. Загрузку садки в печь проводили в керамических поддонах.

Микроструктуру сплава исследовали на оптическом микроскопе Olympus GX-51 после травления в трехкислотном реактиве и на электронном растровом микроскопе Tescan Vega II LMH. Микрорентгеноструктурный анализ проводили также на растровом электронном микроскопе Tescan Vega II LMH на шлифах с зеркально полированной и протравленной поверхностью. Коэффициенты ликвации легирующих элементов рассчитывали по формуле:

K_{л i}=C_iд/С_iм.д,                                                         (1)

где K_{л i} – коэффициент ликвации легирующего элемента; C_{i д} и С_{i м.д} – содержание этого элемента в осях дендритов и междендритных областях соответственно.

Испытания на длительную прочность при температуре 1100°С с определением времени до разрушения проведены по ГОСТ 10145–81.

Выбор оптимального режима термической обработки осуществляли с помощью построения регрессионной модели при проведении полного факторного эксперимента. Параметрами оптимизации являются:

Поскольку продолжительность отжига изменяется на двух уровнях, то для построения модели достаточно линейной зависимости. Температура отжига изменяется на трех уровнях, поэтому необходимо использовать квадратичную функцию при построении регрессионной зависимости [16]. Минимальное число опытов для факторного анализа, обеспечивающее все возможные комбинации факторов:

                                                              n=3^k·2^m=3¹·2¹=6,                                                        (2)

где k, m – соответственно количество факторов, изменяющихся на трех и двух уровнях.

Результаты и обсуждение

Анализ микроструктуры образцов в исходном (литом) состоянии и после различных режимов термической обработки показал, что у исходных образцов структура дендритно-ячеистая неравновесная, состоит из осей дендритов первого и второго порядка и междендритного пространства (рис. 1). В междендритном пространстве находятся большие включения γ′₁-фазы, обедненные тугоплавкими легирующими элементами, сегрегирующими в оси дендритов. На подложках γ′₁-фазы выделяются фазы с повышенным содержанием Al. При больших увеличениях видно, что оси дендритов второго порядка имеют мелкодисперсную структуру, состоящую из γ′-фазы и прослоек γ-фазы. В осях дендритов первого порядка наблюдается более высокое содержание γ′-фазы. Размер прослоек γ-фазы везде приблизительно одинаковый.

Рис. 1. Микроструктура образца в исходном (литом) состоянии:

а – общий вид дендритно-ячеистого строения; б, в – ось дендрита первого и второго порядка соответственно

После отжига при температуре 1250°С в течение 5 ч дендритная структура практически не меняется – остается неравномерной (рис. 2, а). Прослойки γ-фазы в осях дендритов сливаются и становятся толще, причем в осях второго порядка они шире (рис. 2, б, в). Увеличиваются размеры γ′-фазы и ее количество. Образуются наноразмерные выделения в осях дендритов как в объеме γ′-фазы, так и в прослойках γ-фазы (рис. 2).

Рис. 2. Микроструктура образца в отожженном состоянии при 1250°С в течение 5 ч:

а – общий вид дендритно-ячеистого строения; б, в – ось дендрита первого и второго порядка соответственно

После термической обработки при температуре 1290°С в течение 5 ч происходит практически полное растворение осей дендритов, структура в объеме материала становится более однородной (рис. 3, а). В междендритном пространстве наблюдается большое количество субграниц, которые сливаются друг с другом и становятся более протяженными (рис. 3, а). Происходит частичное растворение прослоек γ-фазы, увеличивается содержание γ′-фазы. Образуется большее количество наноразмерных фаз типа γ′-фазы, чем при термообработке по режиму: 1250°С, 5 ч (рис. 3, б, в).

Испытания на длительную прочность с определением времени до разрушения при температуре 1100°С и напряжении 100 МПа (табл. 1) показали повышение значений времени до разрушения образцов, заготовки которых прошли термическую обработку по режимам 2–5, по сравнению с паспортными данными. Причем стабильность свойств и высокая сходимость результатов наблюдается после высокотемпературного отжига при 1290°С в течение 5 ч. По-видимому, растворение в межосных пространствах γ′-фазы, а также выделение наноразмерных частиц в обеих фазах, снижающих скорость диффузионных процессов при температуре 1100°С, приводит к положительному результату. Высокотемпературный отжиг влияет также на ликвационную неоднородность интерметаллидного сплава, снижая ее.

Рис. 3. Микроструктура образца в отожженном состоянии при 1290°С в течение 5 ч:

а – общий вид; б, в – ось дендрита первого и второго порядка соответственно

Таблица 1

Результаты испытаний на длительную прочность с определением времени

до разрушения при температуре 1100°С и напряжении 100 МПа

Оценка изменения коэффициента ликвационной неоднородности (K_л=С_д/С_м.д), проведенная методом количественного микрорентгеноспектрального анализа, показала (табл. 2), что в заготовках под образцы интерметаллидного сплава ВКНА-25 с монокристаллической структурой кристаллографической ориентации (КГО) [111], полученных методом ВГНК, в литом состоянии наблюдается дендритная ликвация, характерная для никелевых литейных жаропрочных сплавов [7]. Ряд элементов, таких как алюминий и титан, накапливаются в межосных пространствах, а таких как вольфрам и рений – в осях дендритов (рис. 4, а). Коэффициент ликвационной неоднородности тугоплавких элементов W и Re, имеющих меньшую диффузионную подвижность в литых образцах, значительно выше (K_W=1,9–2,4; K_Re=3,2–3,8), чем у остальных легирующих элементов интерметаллидного сплава. В процессе высокотемпературной термической обработки за счет диффузионных процессов дендритная ликвация уменьшается. Однако для тугоплавких элементов W и Re она остается достаточно высокой (K_W=1,7–2,1; K_Re=1,5–1,9), что характерно и для никелевых литейных жаропрочных сплавов (табл. 2).

Таблица 2

Локальный состав интерметаллидного сплава ВКНА-25

* В числителе – коэффициент ликвационной неоднородности осей дендрита первого порядка и междендритной области; в знаменателе – коэффициент ликвационной неоднородности осей дендрита второго порядка и междендритной области.

Рис. 4. Микрорентгеноспектральный анализ образцов монокристаллического интерметаллидного сплава ВКНА-25:

а – исходное литое состояние (вакуумная индукционная выплавка+вакуумный индукционный переплав); б, в – термообработка в течение 5 ч при 1250 (б) и 1290°С (в)

Рис. 5. Коэффициент ликвационной неоднородности сплава в исходном (литом) состоянии и после термической обработки осей дендрита первого порядка и междендритной области (а) и второго порядка и междендритной области (б)

Анализ параметра ликвационной неоднородности показал, что наибольший коэффициент наблюдается у тугоплавких элементов W и Re, причем в исходном (литом) состоянии в большей степени между осями дендритов второго порядка и междендритной областью, чем между осями дендритов первого порядка и междендритной областью (рис. 5). После проведения высокотемпературного отжига при 1250°С в течение 5 ч коэффициент K_Re несколько повышается для осей первого порядка (с 2,5 до 3,0) и понижается для осей второго порядка (с 4,3 до 3,2). Аналогичная картина наблюдается после проведения отжига при 1290°С в течение 5 ч (табл. 2), но при этом коэффициенты ликвационной неоднородности для осей первого и второго порядка и междендритной области приблизительно одинаковы: 2,9 и 2,6 соответственно. После проведения отжига при 1250°С в течение 5 ч коэффициент K_W снижается по сравнению с исходным (литым) состоянием, причем для осей второго порядка в ~3 раза, а для осей первого порядка в ~2 раза – с 2,0 до 1,1. После проведения высокотемпературного отжига при 1290°С в течение 5 ч коэффициент K_W незначительно повышается как для осей первого порядка, так и для осей второго порядка и имеет одинаковое значение K_W=1,3. Режим термообработки при 1290°С в течение 5 ч с охлаждением на воздухе оказывает благоприятное влияние на параметры ликвационной неоднородности сплава в целом, за исключением рения – значения K_л=С_д/С_м.д стремятся к единице (рис. 5). Этот факт, вероятно, и оказывает влияние на стабильность значений длительных свойств – время до разрушения при температуре 1100°С и напряжении 100 МПа.

В результате регрессионного анализа получена зависимость влияния технологических параметров отжига на время до разрушения:

             у=193,943-2,1676х₁+5,665х₂-35х₁х₂-17,335(-0,67)+5(2-3)(+2х₁-1),          (3)

где х₁, х₂ – факторы эксперимента, соответствующие времени и температуре отжига соответственно.

Рис. 6. Сравнение значений времени до разрушения при температуре 1100ºС и напряжении 100 МПа, полученных по регрессионной модели (♦, ■), и экспериментальных данных (▲, ●) при времени термообработки 5 (♦, ▲) и 10 ч (■, ●)

Анализ экспериментальных данных испытаний на длительную прочность и расчетных, полученных по регрессионной модели, показал хорошую сходимость – отклонение от экспериментальных данных составило <1,5% (рис. 6).

Заключение

Установлено, что микроструктурные изменения и снижение ликвационной неоднородности, происходящие во время высокотемпературного отжига интерметаллидного сплава на основе соединения Ni₃Al, повышают время до разрушения образцов при испытании при температуре 1100°С и напряжении 100 МПа.

Разработана регрессионная модель, связывающая время до разрушения с технологическими параметрами (продолжительность и температура) термической обработки. Установлена сходимость регрессионной модели с экспериментальными данными, полученными при длительных статических испытаниях монокристаллических образцов сплава с кристаллографической ориентацией при температуре 1100°С, отклонение от экспериментальных данных составило <1,5%.