WPLYW PIERWIASTKÓW STOPOWYCH NA EFEKTY PROCESU HOMOGENIZACJI I PRZERÓBKI CIEPLNO PLASTYCZNEJ STOPÓW NA BAZIE FAZY

Transkrypt

1 15/42 Solidification o f Metais and Alloys, Year 2000, Yolume 2, Book No 42 Krzepnięcie Metali i Stopów, Rok 2000, Rocznik 2, Nr 42 PAN-Katowice, PL ISSN WPLYW PIERWIASTKÓW STOPOWYCH NA EFEKTY PROCESU HOMOGENIZACJI I PRZERÓBKI CIEPLNO PLASTYCZNEJ STOPÓW NA BAZIE FAZY MIĘDZYMETALICZNEJ NhAl. Dariusz ZASADA, Paweł JOŹWIK, Zbigniew BOJAR Instytut Materiałoznawstwa i Mechaniki Technicznej Wydział Mechaniczny Wojskowa Akademia Techniczna, ul. S. Kaliskjego 2, Warszawa STRESZCZENIE W pracy badano wpływ homogenizacji i obróbki cieplno-plastycznej na mikrostrukturę i wybrane właściwości stopów na bazie fazy międzymetalicznej NhAI, z dodatkami chromu, molibdenu, cyrkonu i boru. Na podstawie badań mikrostruktury stopu w stanie lanym oraz po wyżarzaniu ujednoradniającym w temperaturze 1200 C, przez okres do 100 godzin w atmosferze ochronnej argonu stwierdzono, że wyżarzanie struktury występującą ujednoradniające skutecznie eliminuje wielofazowość w stanie lanym. W wyniku przeprowadzonej obróbki cieplno-plastycznej odnotowano ponad 100 krotne rozdrobnienie wielkości ziarna. WSTĘP Stopy na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 AI dzięki swojej relatywnie niski_ej gęstości, wysokiej żarowytrzymałości i odporności na pełzanie w podwyższonych temperaturach są atrakcyjnymi materiałami znajdującymi zastosowanie w nowoczesnych konstrukcjach w przemyśle motoryzacyjnym, chemicznym, hutniczym i petrochemicznym [1-7 ]. Należą one do unikatowej klasy materiałów metalicznych o właściwościach pośrednich między metalami a ceramiką. Z szeregu interesujących właściwości tych stopów w porównaniu

2 136 z powszechnie stosowanymi żarowytrzymałymi stopami na bazie niklu (nadstopami) można wymienić [1-7]: a) doskonałą odporność na utlenianie i nawęglanie w wysokiej temperaturze, b) małą gęstość (podstawowym składnikiem stopowy jest najczęściej aluminium), co daje wysoką wartość stosunku E/p i Rm/ p, c) potencjalnie wyższą wytrzymałość w podwyższonej temperaturze przy dużych prędkościach odkształcania; d) potencjalnie znacznie lepszą wytrzymałość zmęczeniową; Powszechne stosowanie intermetali na bazie fazy międzymetaliczn ej Ni 3 AI napotyka na szereg ograniczel'l natury technicznej, związanych przede wszystkim z wytwarzaniem i przetwarzaniem tych stopów. Z jednej strony, uporządkowana struktura analizowanych stopów wpływa na dobre właściwości wytrzymałościowe w podwyższonej temperaturze. Natomiast z drugiej strony, niedostateczna plastyczność w temperaturze otoczenia i skłonność do kruchego pękania powodują, że wymienione cenne cechy intermetali pozostają w sferze potencjalnie możliwych oraz, że stosowanie w odniesieniu do tych materiałów typowych technologii obróbki metali (np. skrawanie, frezowanie itp.), czy też obróbka plastyczna na zimno, jest utrudnione lub wręcz niemożliwe do przeprowadzenia. Przedstawione problemy próbuje się w znaczący sposób niwelować m.in. przez wprowadzenie dodatków stopowych, lub przez dobór optymalnych parametrów obróbki cieplnej i cieplno-plastycznej [ 4-7]. Celem niniejszej pracy jest analiza zmian mikrostruktury i wybranych właściwości w wyniku procesu homogenizacji i obróbki cieplno-plastycznej stopów na bazie fazy międzymetalicznej NhAI i ich wpływ na wybrane właściwości. MATERIAL I METODY BADAWCZE Przedmiotem badal'l były stopy na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al o składach chemicznych przedstawionych w tabeli I. Materiały otrzymano na drodze etapowego topienia wsadu w indukcyjnym piecu próżniowym typu Balzers i odlewania skorupowego próbek w postaci prętów o wymiarach <!> 10x100 mm. Stan lany poddano wyżarzaniu ujednoradniającemu w atmosferze argonu o wysokiej czystości w temperaturze 1200 C. Próbki po cięciu elektroiskrowym szlifowano i polerowano mechanicznie, a następnie trawiono za pomocą odczynnika Marble. Mikrostrukturę stopu badano na zgładach metalograficznych poprzecznych i wzdłużnych. Analizę struktury i mikroanalizę składu chemicznego prowadzono przy pomocy klasycznej mikroskopii optycznej i analizującego mikroskopu skaningowego Philips XL30 LaB 6 wyposażonego w przystawkę do mikroanalizy składu chemicznego EDS. Badania składu fazowego przeprowadzono metodą rentgenowskiej analizy fazowej. Obróbka cieplno-plastyczna omawianych stopów polegała na rekrystalizacji (przez l godzinę w 1000 C) walcowanych na

3 137 zimno próbek (zgniot- 50%) obu stopów w stanie lanym lub wcześniej poddanych homogenizacji. Tabela l. Skład chemiczny badanych stopów na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 AI Nr l Pierwiastek(% w :r) stopu Ni Al Zr B Cr Mo l WYNIKI BADAŃ Badania metalograficzne wykazały, że stan lany obu analizowanych stopów charakteryzuje się złożoną pod względem morfologicznym, dendrytyczną budową wielofazową (rys.], 2 ). Osnowę stopów stanowi roztwór wtórny typu y', w którym w oparciu o wyniki mikroanalizy składu chemicznego i pomiary mikrotwardości (tabela II i lll) można wyróżnić rozwarstwienie na strefy podstawowej objętościowo fazy y' o składzie (Ni,Cr)3(Al.,Mo,Zr) (obszary l na rys. l i na rys. 2) oraz strefy fazy międzymetalicznej y' er o s kładzie (Ni,Crh(Al,Cr,Mo,Zr) (obszary 2 na rys. l i na rys.2). Podane zapisy podkreślają fakt, że atomy chromu mogą podstawiać atomy niklu i aluminium lub samego niklu w strukturze komórki podstawowej typu A 3 B, z kolei atomy cyrkonu i molibdenu podstawiają przede wszystkim atomy aluminium. Jednocześnie w tych samych krystalitach, obok obszarów y', po granicach krystalitów a także w ich objętości, występują obszary dwufazowe Ni 3 Al+NiAl (y' + ~) (np. strefa 3 na rys. l i rys. 2). Zaobserwowano, że w wyniku procesu homogenizacji analizowanych stopów w temperaturze 1200 C do l 00 godzin w atmosferze argonu, następuj e częściowe ujednorodnienie składu chemicznego uwidoczniające się zanikiem obszarów dwufazowych Ni 3 Al+NiAl już po l O godzinach wygrzewania (porównaj rys.3, 4 i rys.5, 6) przy jednoczesnym zachowaniu rozwarstwienia na strefy podstawowej objętościowo fazy (Ni,Cr) 3 (AI,Zr,Mo) i ulegającej stopniowej koagulacji fazy (Ni,Cr)3(Al,Zr,Cr,Mo) (rys.5 i rys.6). Fazy te wykazują porównywalny poziom mikrotwardości (porównaj tabelę IV z tabelą V). Analiza ilościowa struktury (rys.3, 4) wykazała pomimo zdecydowanej różnicy w poziomie zawartości chromu i molibdenu wyraźną różnicę w udziale powierzchniowym zidentyfikowanych faz w obu badanych stopach (porównaj rys.3 z rys.4). Jednocześnie w obu przypadkach stwierdzono identyczną (choć różniącą się intensywnością) tendencję zmiany udziału faz składowych - homogenizacja prowadzona w 1200 C w czasie do 25 godzin powoduje stopniowy

4 138 wzrost (blisko 2-krotny w stopie l i ponad 3-krotny w stopie 2) powierzchni zajmowanej przez wydzielenia bogatej w chrom fazy (Ni,Cr)3(AI,Zr,Cr,Mo) (rys.3 i 4 - udział obszarów y' + y' c,). Fotwierdza to bardzo wysoką stabilność faz międzymetalicznych-w temperaturze 1200 C dopiero przy wygrzewaniu powyżej 25 godzin zaczyna się słabo zaznaczony proces zmniejszania udziału (rozpuszczania) wydzielonych w początkowym etapie wygrzewania cząstek (Ni,Crh(Al,Zr,Cr,Mo). Przy takiej stabilności, nawet po l 00 godzinnym wygrzewaniu w temperaturze 1200 C ponad 40% powierzchni zgładów stopu l i ponad 30% powierzchni zgładów stopu 2 zajmują obszary z cząstkami fazy y' er na tle bazowej fazy y' er Wykonana obróbka cieplno plastyczna badanych stopów prowadzi, w wyniku rekrystalizacji, do rozdrobnienia struktury (ponad 100-krotne zmniejszenie wielkości ziaren), bez istotnej zmiany stopnia umocnienia (tabela VI i VII) przy jednoczesnym zachowaniu odnotowanego rozwarstwienia poszczególnych faz po etapie homogenizacji (rys. 7 i 8). Zaobserwowano, że obszary występowania fazy międzymetalicznej (Ni,Cr) 3 (AI,Zr,Cr,Mo) są bardziej podatne na proces rekrystalizacji. Stwierdzono także, że obróbka cieplnoplastyczna stanu lanego (bez homogenizacji) powoduje również rozdrobnienie struktury, ale z zachowaniem typowych dla stanu lanego obszarów dwufazowych (Ni 3 Al+NiAl) (porównaj rys. 8 i 9 z rys. 9 i 10). WNIOSKI KOŃCOWE Na podstawie przeprowadzonych badaó stopów na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al z dodatkami stopowymi boru, cyrkonu, chromu i molibdenu można stwierdzić ze: w wyniku krystalizacji pierwotnej stopy na bazie fazy międzymetalicznej Ni3AI ( 10-;-12 % wag.) wykazują złożonąmorfologiczni e budowę ; osnowę analizowanych stopów w stanie lanym stanowi mieszanina faz typu Ni 3 AI ale w przestrzeniach międzydendrytycznych (zgodnie z układem równowagi Ni-Al, Ni-AI-Cr, Ni-Al-Mo) występuje mieszanina faz typu Ni 3AI i NiAI, (y' + [3); wyżarzania ujednoradniające analizowanych stopów doprowadza do zanikania dwufazowych obszarów y' + [3, a jednocześnie powoduje stabilizację bogatej w chrom fazy y' er typu (Ni,Cr) 3 (AI,Cr,Zr,Mo) występującej w formie drobnych wydzieleó na tle podstawowej osnowy y'; w związku z faktem, że obydwie fazy y' + y' er, przy identycznej charakterystyce krystalograficznej praktycznie nie różnią się mikrotwardością, budowę strukturalną obu badanych stopów można w stan i e po homogenizacji traktować jako pseudojednofazową. za pomocą obróbki cieplno plastycznej można skutecznie kształtować strukturę analizowanych stopów,

5 139 Rys. l. Struktura stopu nr l w stanie lanym. Tabela II. Wynikj mikroanalizy i pomiarów mikrotwardości faz w obszarach oznaczonych na rysunku l Strefa Analizowany pierwiastek[% at.] Mikrotwardość anali zy Al N i Cr Mo Zr HVO.l l- y' ± 12 2-y' + y' Cr ±14 3- y' ±30 l Ił! ' ---.p """",... Rys. 2. Struktura stopu nr 2 w stanie lanym. Tabela III. Wyniki mikroanalizy i pomiarów mikrotwardośc i faz w obszarach oznaczonych na rysunku 2 Strefa Analizowam pierwiastek[% at.] Mikrotwardość analizy Al Ni Cr Mo Zr HYO.l 1- y' ±23 2- y' +Y' er ±19 3- y' + ~ ±27

6 80 ~ '--" 70 N ~60 I I I ~50! - y' ]40 l l i - y' 0 N +Y' er. ~ 30 A- y' + 0 ~ ro N "d ~ o l l T l l Materiał lo wyjściowy godzin godzin godzin godzin Rys. 3. Zmiany udziału powierzchniowego faz stopu nr l pod wpływem homogenizacji w atmosferze ochronnej argonu w temperaturze 1200 C. ~ 80 '--" N 70 ~ I >--6() I - ~ y'.s 50!=:...c: ~ Y' er... -y'. ~ 30 ~ A - y' + 0 &20 -.N ro 10 l "d ~ o T l l l l Materiał lo wyjściowy godzin godzin godzin godzin Rys. 4. Zmiany udziału powierzchniowego faz stopu m 2 pod wpływem homogenizacji w atmosferze ochronnej argonu w temperaturze 1200 C.

7 141 Rys. 5. Struktura stopu nr l po wygrzewaniu w 1200 C przez 100 godzin (argon). Tabela. IV. Wyniki mikroanalizy i pomiarów mikrotwardości faz w obszarach oznaczonych na rysunku 5 Strefa Analizowany pierwiastek [%at.] Mikrotward Analizy Al Ni Cr Mo Zr HVO.l 1-y'- (Ni,Cr)J(AI,Mo,Zr) ±9 2-y' c r- (Ni,Cr)3(AI,Cr,Mo,Zr) ±10 Rys. 6. Struktura stopu nr 2 po wygrzewaniu w 1200 C przez 100 godzin (argon). Tabela. V. Wyniki mikroanalizy i pomjarów mikrotwardości faz w obszarach oznaczonych na rysunku 6 Strefa Analizowan\ pierwiastek [% at. l Mikrotward Analizy Al Ni Cr Mo Zr HV0.1 1-y'- (Ni,Cr)J(AI,Mo,Zr) ±9 2-y' c r- (Ni,Cr)3(AI,Cr,Mo,Zr) ±8

8 142 V Spot Magn Oet WO Exp 60 llfn :?OOkV60 600x BSE 101 O Rys. 7. Struktura stopu nr l po homogenizacji (1200 oc przez 100 godzin) i przeróbce cieplno-plastycznej Tabela.VI Wyniki mikroanalizy i pomiary mikrotwardości faz w obszarach oznaczonych na rysunku 7 Strefa Analizowany pierwiastek [% at.] Mikrotwardość analizy Al Ni Cr Mo Zr HV0.1 l- y' ±27 2- y' + y' Cr l ±25 Rys. 8. Struktura stopu nr 2 po homogenizacj i (1200 C przez 100 godzin ) i przeróbce cieplno-plastycznej. Tabela.VII. Wyniki mikroanalizy i pomiary mikr otwardośc i faz w obszarach oznaczonych na rysunku 8 Strefa Analizowany pierwiastek[% at.] Mikrotwardość analizy Al Ni Cr Mo Zr HVO.l 1- y' ±35 2- y' + y' Cr ±19

9 143 Rys. 9. Struktura stopu nr l po przeróbce cieplno-plastycznej bez wcześniejszej homogenizacji. Rys. 10. Struktura stopu nr 2 po przeróbce cieplno-plastycznej bez wcześniejszej homogenizacji. LITERATURA [l] J.Bystrzycki, R.A.Varin, Z.Bojar, Postępy w badaniach stopów na bazie uporządkowanych faz międzymetalicznych z udziałem aluminium, Inżynieria Materiałowa, 5, 1996, s [2] S.C. Deevi and V.K. Sikka, Intermetallics, 1996, 4, 357.

10 144 [3] J.Bystrzycki, W.Przetakiewicz, Z.Bojar: "Wykorzystanie intermetali zawierających nikiel, tytan i aluminium w silnikach wysokoprężnych", V Międzynarodowe Sympozjum IPM "Doskonalenie konstrukcji oraz metod eksploatacji pojazdów mechanicznych", Warszawa 1993 [4] J.Bystrzycki, W.Przetakiewicz, Z.Bojar: "Wykorzystanie intermetali z układów Ni-Al i Ti-AI w budowie statków powietrznych", Materiały II Sympozjum "Problemy techniczno-eksploatacyjne w kształceniu pilotów", Dęblin 1993 [5] Z. Bojar, D. Zasada "Przemiany strukturalne w procesie ujednorodniania stopów na osnowie fazy NhAI," Proc. of XV Physical Metallurgy and Materials Science Conference on Advanced Materials & Technologies AMT'98, University of Metallurgy, Kraków, Krynica, 1998, p. ( ). [6] D. Zasada, J.Bystrzycki, Z.Bojar, W.Przetakiewicz, Wpływ czasu homogenizacji na strukturę i własności stopów na bazie faz międzymetalicznych Ni 3 Allub Fe-Al., Nowoczesne Materiały i Technologie w Inżynierii Powierzchni Warstw Odpornych na Ścieranie i Korozję- Katowice, IV 1996 [7] Z. Bojar, D. Zasada "Mechanizm wzrostu porowatości w ujednorodnianych stopach na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al", Krzepnięcie Metali i Stopów- PAN, Nr 36, 1998, str. 8 ( )