STABILNOŚĆ STRUKTURALNA STOPU NA OSNOWIE FAZY MIĘDZYMETALICZNEJ Ni 3 Al Z DODATKIEM Zr, B, Cr i Mo

Podobne dokumenty
WPŁYW OBRÓBKI CIEPLNEJ NA STRUKTURĘ I WŁAŚCIWOŚCI MECHNICZNE STOPU NA OSNOWIE FAZY MIĘDZYMETALICZNEJ Ni 3 Al (Zr, B)

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

TEMAT PRACY DOKTORSKIEJ

Badania zużycia tribologicznego stopu na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al

WPŁYW ALUMINIUM NA NIEKTÓRE WŁAŚCIWOŚCI I STRUKTURĘ STALIWA

SILUMIN NADEUTEKTYCZNY Z DODATKAMI Cr, Mo, W i Co

WPŁYW OBRÓBKI PLASTYCZNEJ NA GORĄCO NA WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE STOPÓW NA OSNOWIE FAZY MIĘDZYMETALICZNEJ Fe 3 Al

WPŁYW DODATKÓW STOPOWYCH NA WŁASNOŚCI STOPU ALUMINIUM KRZEM O NADEUTEKTYCZNYM SKŁADZIE

IDENTYFIKACJA FAZ W MODYFIKOWANYCH CYRKONEM ŻAROWYTRZYMAŁYCH ODLEWNICZYCH STOPACH KOBALTU METODĄ DEBYEA-SCHERRERA

ROZKŁAD TWARDOŚCI I MIKROTWARDOŚCI OSNOWY ŻELIWA CHROMOWEGO ODPORNEGO NA ŚCIERANIE NA PRZEKROJU MODELOWEGO ODLEWU

Instytut Budowy Maszyn. ul. S. Kaliskiego 2, Warszawa

SILUMIN OKOŁOEUTEKTYCZNY Z DODATKAMI Cr, Mo, W i Co

WPŁYW OBRÓBKI CIEPLNEJ NA WYBRANE WŁASNOŚCI STALIWA CHROMOWEGO ODPORNEGO NA ŚCIERANIE

STABILNOŚĆ STRUKTURALNA STALI P92 W KSZTAŁTOWANYCH PLASTYCZNIE ELEMENTACH RUROCIĄGÓW KOTŁÓW ENERGETYCZNYCH ANDRZEJ TOKARZ, WŁADYSŁAW ZALECKI

ODLEWNICZY STOP MAGNEZU ELEKTRON 21 STRUKTURA I WŁAŚCIWOŚCI W STANIE LANYM

WYBRANE MASYWNE AMORFICZNE I NANOKRYSTALICZNE STOPY NA BAZIE ŻELAZA - WYTWARZANIE, WŁAŚCIWOŚCI I ZASTOSOWANIE

ĆWICZENIE Nr 8. Laboratorium InŜynierii Materiałowej. Opracowali: dr inŝ. Krzysztof Pałka dr Hanna Stupnicka

ZMIANY MIKROSTRUKTURY I WYDZIELEŃ WĘGLIKÓW W STALIWIE Cr-Ni PO DŁUGOTRWAŁEJ EKSPLOATACJI

WPŁYW TEMPERATURY WYGRZEWANIA NA UDZIAŁ FAZ PIERWOTNYCH W STRUKTURZE ŻAROWYTRZYMAŁEGO ODLEWNICZEGO STOPU KOBALTU

ZUŻYCIE KAWITACYJNE I EROZYJNE WYBRANYCH INETRMETALICZNYCH STOPÓW ODLEWNICZYCH NA OSNOWIE Ni 3 Al

MODYFIKACJA STOPU AK64

MODYFIKACJA SILUMINÓW AK7 i AK9. F. ROMANKIEWICZ 1 Uniwersytet Zielonogórski, ul. Podgórna 50, Zielona Góra

WPŁYW RODZAJU MASY OSŁANIAJĄCEJ NA STRUKTURĘ, WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE I ODLEWNICZE STOPU Remanium CSe

ĆWICZENIE Nr 8. Laboratorium Inżynierii Materiałowej. Opracowali: dr inż. Krzysztof Pałka dr Hanna Stupnicka

Recenzja. (podstawa opracowania: pismo Dziekana WIPiTM: R-WIPiTM-249/2014 z dnia 15 maja 2014 r.)

Sympozjum Inżynieria materiałowa dla przemysłu

Nazwa przedmiotu INSTRUMENTARIUM BADAWCZE W INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ Instrumentation of research in material engineering

Ich właściwości zmieniające się w szerokim zakresie w zależności od składu chemicznego (rys) i technologii wytwarzania wyrobu.

WyŜsza Szkoła InŜynierii Dentystycznej im. prof. Meissnera

MIKROSTRUKTURA NADSTOPU KOBALTU MAR M509 W STANIE LANYM I PO OBRÓBCE CIEPLNEJ

ĆWICZENIE Nr 2/N. 9. Stopy aluminium z litem: budowa strukturalna, właściwości, zastosowania.

NOWE ODLEWNICZE STOPY Mg-Al-RE

BADANIE MECHANIZMU INICJOWANIA PROCESU EROZJI KAWITACYJNEJ WYBRANYCH STOPÓW NA OSNOWIE FAZY MIĘDZYMETALICZNEJ NI 3 AL

A. PATEJUK 1 Instytut Materiałoznawstwa i Mechaniki Technicznej WAT Warszawa ul. S. Kaliskiego 2, Warszawa

WPŁYW OBRÓBKI CIEPLNEJ NA MIKROSTRUKTURĘ SILUMINÓW

BADANIE WYDZIELEŃ W STALIWIE RUR KATALITYCZNYCH PRZY POMOCY MIKROSKOPU SKANINGOWEGO

KOROZYJNO - EROZYJNE ZACHOWANIE STALIWA Cr-Ni W ŚRODOWISKU SOLANKI

ĆWICZENIE Nr 4/N. Laboratorium Materiały Metaliczne II. Opracowała: dr Hanna de Sas Stupnicka

ZAKRES AKREDYTACJI LABORATORIUM BADAWCZEGO Nr AB 342

ĆWICZENIE Nr 7. Laboratorium Inżynierii Materiałowej. Akceptował: Kierownik Katedry prof. dr hab. B. Surowska. Opracował: dr inż.

ODPORNOŚĆ STALIWA NA ZUŻYCIE EROZYJNE CZĘŚĆ II. ANALIZA WYNIKÓW BADAŃ

MECHANIKA KOROZJI DWUFAZOWEGO STOPU TYTANU W ŚRODOWISKU HCl. CORROSION OF TWO PHASE TI ALLOY IN HCl ENVIRONMENT

43 edycja SIM Paulina Koszla

MIKROSTRUKTURA ODLEWNICZEGO STOPU MAGNEZU GA8

WYSOKOWYTRZYMAŁ Y SILUMIN CYNKOWO-MIEDZIOWY

Instytut Spawalnictwa SPIS TREŚCI

Tytuł pracy w języku angielskim: Microstructural characterization of Ag/X/Ag (X = Sn, In) joints obtained as the effect of diffusion soledering.

WPŁYW TWARDOŚCI I MIKROSTRUKTURY STOPÓW ALUMINIUM NA UDARNOŚĆ

NOWE, ODPORNE NA ŚCIERANIE MATERIAŁY NA OSNOWIE FAZ MIĘDZYMETALICZNYCH Z UKŁADU Fe Al OTRZYMYWANE W PROCESIE METALURGII PROSZKÓW

IV Ogólnopolska Konferencja Naukowo-Techniczna Problematyka funkcjonowania i rozwoju branży metalowej w Polsce

Nowoczesne stale bainityczne

Kształtowanie struktury i własności użytkowych umacnianej wydzieleniowo miedzi tytanowej. 7. Podsumowanie

OCENA WŁASNOŚCI TRIBOLOGICZNYCH NOWYCH MATERIAŁÓW NARZĘDZIOWYCH NA OSNOWIE NIKLU

SPECYFIKA ZJAWISK STRUKTURALNYCH WYSTĘPUJĄCYCH PODCZAS OBRÓBKI CIEPLNO PLASTYCZNEJ STOPÓW NA BAZIE FAZY Z UKŁADU Fe-Al

Badanie mechanizmu inicjowania procesu erozji kawitacyjnej stopu odlewniczego na bazie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al

BADANIA STRUKTURY MATERIAŁÓW. Publikacja współfinansowana ze środków Unii Europejskiej w ramach Europejskiego Funduszu Społecznego

Technologie Materiałowe II Wykład 2 Technologia wyżarzania stali

Innowacyjne warstwy azotowane nowej generacji o podwyższonej odporności korozyjnej wytwarzane na elementach maszyn

ĆWICZENIE Nr 5/N. Laboratorium Materiały Metaliczne II. niskotopliwych. Akceptował: Kierownik Katedry prof. dr hab. inż. A.

MIKROSTRUKTURA I WŁAŚCIWOŚCI WARSTW MIĘDZYMETALICZNYCH NA STOPIE Ti-6Al-4V

Poprawa właściwości konstrukcyjnych stopów magnezu - znaczenie mikrostruktury

MODYFIKACJA BRĄZU SPIŻOWEGO CuSn4Zn7Pb6

MATERIAŁY NA BAZIE FAZ MIĘDZYMETALICZNYCH OTRZYMYWANE METODĄ SPIEKANIA W PODWYŻSZONEJ TEMPERATURZE Z UDZIAŁEM FAZY CIEKŁEJ

Stale niestopowe jakościowe Stale niestopowe specjalne

PARAMETRY EUTEKTYCZNOŚCI ŻELIWA CHROMOWEGO Z DODATKAMI STOPOWYMI Ni, Mo, V i B

Własności mechaniczne kompozytów odlewanych na osnowie stopu Al-Si zbrojonych fazami międzymetalicznymi

MIKROSTRUKTURA I ODPORNOŚĆ KOROZYJNA DYFUZYJNYCH WARSTW ALUMINIDKOWYCH WYTWORZONYCH NA PODŁOŻU NADSTOPU NIKLU INCONEL 713C

CHARAKTERYSTYKA ZMIAN STRUKTURALNYCH W WARSTWIE POŁĄCZENIA SPAJANYCH WYBUCHOWO BIMETALI

TWARDOŚĆ, UDARNOŚĆ I ZUŻYCIE EROZYJNE STALIWA CHROMOWEGO

WYSOKOTEMPERATUROWE WŁASNOŚCI TRIBOLOGICZNE STOPÓW Fe-Al

WPŁYW SKŁADU CHEMICZNEGO ŻELIWA CHROMOWEGO NA ROZKŁAD WIELKOŚCI WĘGLIKÓW

PL B1. POLITECHNIKA ŁÓDZKA, Łódź, PL

WĘGLOAZOTOWANIE JAKO ELEMENT OBRÓBKI CIEPLNEJ DLA ŻELIWA ADI

OCENA EFEKTU UMOCNIENIA UZYSKIWANEGO W WYNIKU ODDZIAŁYWANIA CIŚNIENIA NA KRZEPNĄCY ODLEW

LABORATORIUM NAUKI O MATERIAŁACH

STALE STOPOWE KONSTRUKCYJNE. Publikacja współfinansowana ze środków Unii Europejskiej w ramach Europejskiego Funduszu Społecznego

ĆWICZENIE Nr 1/N. Laboratorium Materiały Metaliczne II. Opracowali: dr Hanna de Sas Stupnicka, dr inż. Sławomir Szewczyk

Nanokompozytyna osnowie ze stopu aluminium zbrojone cząstkami AlN

WARSTWY WĘGLIKOWE WYTWARZANE W PROCESIE CHROMOWANIA PRÓŻNIOWEGO NA POWIERZCHNI STALI POKRYTEJ STOPAMI NIKLU Z PIERWIASTKAMI WĘGLIKOTWÓRCZYMI

MIKROSTRUKTURA NADSTOPU H39WM PO 6-LETNIEJ EKSPLOATACJI

KONTROLA STALIWA GXCrNi72-32 METODĄ ATD

WPŁYW GNIOTU WZGLĘDNEGO NA WSKAŹNIK ZMNIEJSZENIA CHROPOWATOŚCI POWIERZCHNI POWŁOK Z FAZ MIĘDZYMETALICZNYCH

ZUŻYCIE ŚCIERNE STOPU AK7 PO OBRÓBCE MODYFIKATOREM HOMOGENICZNYM

Charakter struktury połączenia porcelany na podbudowie cyrkonowej w zaleŝności od rodzaju materiału licującego.

MIKROSTRUKTURA NADSTOPÓW IN 519 PO PRZESYCANIU. W. JASIŃSKI Instytut Inżynierii Materiałowej, Politechnika Szczecińska Al. Piastów 17, Szczecin

MODYFIKACJA SILUMINU AK20 DODATKAMI ZŁOŻONYMI

MODELOWANIE WARSTWY POWIERZCHNIOWEJ O ZMIENNEJ TWARDOŚCI

WPŁYW DOMIESZKI CYNKU NA WŁAŚCIWOŚCI SILUMINU EUTEKTYCZNEGO. A. PATEJUK Instytut Materiałoznawstwa i Mechaniki Technicznej WAT Warszawa

MODYFIKACJA SILUMINU AK20. F. ROMANKIEWICZ 1 Politechnika Zielonogórska,

ANALIZA KRYSTALIZACJI STOPU AlMg (AG 51) METODĄ ATND

WPŁYW MODYFIKACJI NA STRUKTURĘ I MORFOLOGIĘ PRZEŁOMÓW SILUMINU AlSi7

LABORATORIUM NAUKI O MATERIAŁACH

UTWARDZANIE DYSPERSYJNE WALCOWANEGO ŻELIWA SFEROIDALNEGO

Krzepnięcie Metali i Stopów, Nr 26, 1996 P Ai'l - Oddział Katowice PL ISSN POCICA-FILIPOWICZ Anna, NOWAK Andrzej

POLITECHNIKA CZĘSTOCHOWSKA

Adres do korespondencji:

WSKAŹNIK JAKOŚCI ODLEWÓW ZE STOPU Al-Si

Budowa stopów. (układy równowagi fazowej)

BADANIA WPŁYWU WYSOKOTEMPETARTUROWEGO WYARZANIA NA CECHY MIKROSTRUKTURY WYBRANYCH NADSTOPÓW NA OSNOWIE NIKLU

Mikrostruktura, struktura magnetyczna oraz właściwości magnetyczne amorficznych i częściowo skrystalizowanych stopów Fe, Co i Ni

Transkrypt:

STABILNOŚĆ STRUKTURALNA STOPU NA OSNOWIE FAZY MIĘDZYMETALICZNEJ Ni 3 Al Z DODATKIEM Zr, B, Cr i Mo W. Polkowski*, P. Jóźwik Katedra Zaawansowanych Materiałów i Technologii, Wydział Nowych Technologii i Chemii Wojskowa Akademia Techniczna, ul. Kaliskiego 2, 00-908 Warszawa, Polska * Kontakt korespondencyjny: wpolkowski@gmail.com Streszczenie W pracy przedstawiono wyniki badań stabilności strukturalnej drobnoziarnistego stopu na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al o składzie chemicznym Ni- 20,14Al-0,76Zr-0,05B-7,84Cr-0,65Mo (% at.) po obróbce plastycznej na zimno i wygrzewaniu rekrystalizującym. Badany stop na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al został poddany dodatkowemu wygrzewaniu w temperaturze 900 C i 1100 C, w czasie do 200 godzin, w atmosferze powietrza. Przeprowadzono analizę wpływu czasu i temperatury wygrzewania na zmiany wielkości ziarna osnowy, budowę fazową oraz twardość. Rezultaty badań odniesiono do wyników dla stopu na osnowie fazy Ni 3 Al posiadającego jedynie konieczne technologicznie dodatki stopowe Zr i B, o składzie chemicznym Ni- 22,13Al-0,26Zr-0,1B (% at.). Stwierdzono, że modyfikacja składu chemicznego (poprzez dodatek Cr i Mo oraz podwyższenie zawartości cyrkonu) znacznie ogranicza rozrost ziaren osnowy (fazy γ -Ni 3 Al). Dla stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) wielkość ziarna ustabilizowała się po 200 godzinach wygrzewania w temperaturze 900 i 1100 C, na poziomie odpowiednio 15 i 25 µm Dla stopu z dodatkową zawartością Cr i Mo, obserwowano także znaczny wzrost twardości po około 25h wygrzewania w temperaturze 1100 C. Prawdopodobnie czynnikiem odpowiedzialnym za niewielki rozrost ziarna osnowy i wzrost twardości podczas wygrzewania tego stopu były tworzące się i rozrastające wydzielenia fazy γ znacznie wzbogaconej w chrom. Słowa kluczowe: Faza międzymetaliczna Ni 3 Al, Intermetale, Stabilność strukturalna. 1. Wstęp Podwyższenie temperatury pracy części maszyn i układów wpływa bezpośrednio na poprawę ich sprawności, co jest szczególnie widoczne w przypadku turbin gazowych czy instalacji grzewczych [1]. W grupie materiałów aktualnie przeznaczonych do pracy w warunkach wysokiej temperatury i środowiska korozyjnego szeroko wykorzystywanymi tworzywami są nadstopy na bazie niklu i kobaltu. Materiały te znajdują szerokie zastosowanie w budowie części maszyn pracujących w temperaturze do 1100 C. Jednakże, bardzo niska odporność na utlenianie wysokotopliwych pierwiastków (Mo, Ta, Nb), dodawanych do tych tworzyw w dużych ilościach w celu poprawy ich właściwości mechanicznych, stanowi główny czynnik ograniczający możliwość aplikowania ich w jeszcze wyższej temperaturze[2]. Kończące się możliwości dalszego podwyższania temperatury pracy klasycznych, metalowych stopów żaroodpornych i żarowytrzymałych są motorem napędowym do poszukiwania nowych tworzyw, mogących pracować w trudniejszych warunkach środowiskowych. W grupie intensywnie badanych pod tym kątem materiałów wyróżnić można stopy na osnowie faz międzymetalicznych, w tym te z układu aluminium i niklu - Ni 3 Al. Dzięki dużej zawartości aluminium oraz wysokiemu stopniowi uporządkowania struktury stopy na osnowie tej fazy wykazują w odniesieniu do nadstopów na bazie niklu następujące zalety [3]: zdecydowanie lepszą odporność korozyjną w środowisku utleniającym i nawęglającym, w temperaturze do 1100 C, bardzo dobre właściwości wytrzymałościowe w podwyższonej temperaturze (zjawisko temperaturowej anomalii granicy plastyczności obserwowane w stopach na osnowie fazy Ni 3 Al), doskonałą odporność ścierną, także w podwyższonej temperaturze, relatywnie niską gęstość i koszt materiałowy. Jednakże, głównym czynnikiem hamującym szeroką komercjalizację stopów na osnowie fazy Ni 3 Al (a także innych stopów intermetalicznych) jest ich niedostateczna odporność na kruche pękanie oraz związana z tym problematyczna technologia ich wytwarzania i przetwarzania. Problem kruchości intermetali Ni 3 Al został w znaczny sposób ograniczony poprzez modyfikację składu chemicznego (m.in. domieszkowanie borem i cyrkonem [4,5]) oraz kontrolę mikrostruktury na drodze różnych procesów technologicznych [6], co zaskutkowało już kilkoma efektywnymi aplikacjami tych materiałów [7]. Szansą na dalszy, komercyjny rozwój stopów na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al jest aplikowanie ich w postaci drobnokrystalicznych cienkich taśm. Intermetale Ni 3 Al w tej formie cechują się lepszymi właściwościami mechanicznymi w odniesieniu do swoich pełnowymiarowych odpowiedników, a dodatkowo 150

ich właściwości funkcjonalne mogą zostać wykorzystane w, niszowych na dzień dzisiejszy, dziedzinach inżynierii z zakresu hightech takich jak: katalityczny rozkład paliw węglowodorowych, termokatalityczne układy oczyszczania powietrza czy mikrosystemy elektromechaniczne. Opracowana w Katedrze Zaawansowanych Materiałów i Technologii WAT [8] technologia wytwarzania cienkich taśm ze stopów Ni 3 Al, na drodze kontrolowanej obróbki plastycznej i cieplnej, umożliwia uzyskanie materiału o grubości nawet poniżej 50 µm i o różnym stopniu sprężystości, w zależności od potrzeb aplikacyjnych, od miękkiego po supertwardy (o doraźnej wytrzymałości na rozciąganie zmieniającej się w zakresie od 1500 do blisko 3000 MPa i wydłużeniu względnym od 22 do 0,2%) [8]. Zasadniczym celem przedstawionej pracy była analiza stabilności strukturalnej wybranego, drobnoziarnistego stopu na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al z dodatkami stopowymi Zr, B, Cr i Mo, podczas jego długotrwałego wygrzewania w atmosferze powietrza w temperaturze 900 lub 1100 C. 2.Metodyka badań i materiał badawczy Podstwowy materiał badawczy stanowił stop na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al o składzie chemicznym Ni-20,14Al- 0,76Zr-0,05B-7,84Cr-0,65Mo (% at.). Dodatkowo jako materiał referencyjny wybrano stop na osnowie fazy Ni 3 Al posiadający jedynie konieczne technologicznie dodatki stopowe Zr i B, o składzie chemicznym Ni-22,13Al-0,26Zr-0,1B (% at.). Wybrane materiały poddano obróbce plastycznej na zimno i wygrzewaniu rekrystalizującemu. Dobór parametrów odkształcania i końcowego stopnia zgniotu oraz czasu i temperatury wygrzewania prowadzony był pod kątem uzyskania w pełni zrekrystalizowanej struktury drobnoziarnistej. Próbki do badań stabilności strukturalnej zostały pobrane z odkształconych, a następnie zrekrystalizowanych materiałów poprzez wycinanie przecinarką Struers Labotom-3 i szlifowane mechanicznie na papierze ściernym SiC do wymiaru 90 20 0,5 mm. Powierzchnie próbek bezpośrednio przed badaniem oczyszczono przez szlifowanie na papierze o granulacji 1200 i myto w acetonie, z wykorzystaniem myjki ultradźwiękowej. Tak przygotowany materiał badawczy poddano następnie cyklicznemu wygrzewaniu w temperaturze 900 lub 1100 C, w atmosferze powietrza w czasie do 200h. Po upływie 2, 5, 10, 25, 50, 75, 100, 150 i 200 godzin próbki każdorazowo były wyjmowane z pieca i odcinano z nich fragment do badań za pomocą ręcznych nożyc gilotynowych. Z pobranych próbek wykonywano zgłady metalograficzne poprzez inkludowanie w żywicy termoutwardzalnej, szlifowanie na papierze ściernym i polerowanie mechaniczne. Szczegóły mikrostruktury zostały ujawnione poprzez trawienie odczynnikiem Kallings (50ml C2H 2 OH + 50 ml HCl + 5g CuCl 2 ). Zdjęcia struktur wykonano za pomocą SEM z użyciem detektora BSE. Wykorzystując mikroskop optyczny i komputerowy analizator obrazu NIS-BR obliczono zmianę średnicy ekwiwalentnej ziaren osnowy. Badania stereologiczne przeprowadzono na populacji minimum 300 ziaren dla każdej z analizowanych próbek. Rentgenowską analizę fazową przeprowadzono za pomocą dyfraktometru Seifert XRD 3003. Wykorzystano promieniowanie CuKα o długości fali λ = 0,15418 nm. Pomiary twardości i mikrotwardości przeprowadzono metodą Vickersa stosując obciążenia odpowiednio 5kG lub 100G. Stop na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al z dodatkiem Zr, B, Cr i Mo o składzie Ni-20,14Al-0,76Zr-0,05B-7,84Cr-0,65Mo (% at.), poddano wieloetapowej obróbce plastycznej na zimno i wygrzewaniu rekrystalizującym. Materiał ten posiadał, w stanie wyjściowym do badań, złożoną dwufazową strukturę, drobnoziarnistą o wielkości ziarna osnowy d 0 = 6 µm. Osnowę materiału stanowił uporządkowany roztwór wtórny na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al - (faza γ ), obszary dwufazowe wypełniała natomiast mieszanina fazy γ i fazy γ Cr. (typu γ, ale znacznie wzbogaconej w chrom) (rys. 1). Rys. 1. Zdjęcie SEM - struktura początkowa stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) Budowę fazową materiału określono wstępnie na podstawie mikroanalizy składu chemicznego w poszczególnych obszarach i układu równowagi Ni-Al (tabela 1). Przeprowadzone badania metodą rentgenowskiej analizy fazowej (rys.2) potwierdziły zaproponowaną identyfikację fazową stopu jednoznacznie przyporządkowano otrzymane refleksy do fazy γ. Mikroanaliza składu chemicznego wykazała podwyższoną zawartość chromu w dwufazowych obszarach struktury. Obserwowano także większą mikrotwardość obszarów dwufazowych (tabela 1). intensywność d 0 = 6 µm γ+ Cr kąt ugięcia ( ) Rys. 2. Przykładowy dyfraktogram stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) w stanie wyjściowym do badań (wszystkie refleksy od sieci fazy Ni 3 Al) Tabela 1. Skład chemiczny i mikrotwardość w poszczególnych mikroobszarach stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) Zawartość, %at. HV 0,1 Obszar Ni Al Cr γ' 68,67 21,29 7,95 308,7 γ '+ γ ' Cr 65,08 20,06 12,6 348,2 Stop na osnowie fazy Ni 3 Al posiadający jedynie konieczne technologicznie dodatki stopowe Zr i B, o składzie chemicznym Ni- 151

22,13Al-0,26Zr-0,1B (% at.) cechował się w stanie początkowym drobnoziarnistą strukturą dwufazową, o wielkości ziarna osnowy d 0 = 7 µm, w której obok osnowy (fazy γ ) wyróżnić można jasne obszary mieszaniny fazy γ i fazy γ (nieuporządkowanego roztworu stałego aluminium w sieci niklu, o strukturze A1). 3.1. Analiza zmian wielkości ziarna osnowy widoczne w temperaturze 1100 C (rys. 4). Tendencję do tworzenia i wzrostu wydzieleń fazy γ Cr, w czasie wygrzewania stopu można wiązać z możliwym wzajemnym oddziaływaniem chromu i cyrkonu w sieci fazy Ni 3 Al (oba te pierwiastki podstawiają aluminium). a) Uzyskane wyniki badań wskazują, że długotrwałe wygrzewanie badanych stopów na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al w czasie do 200 godzin, w temperaturze 900 O C i 1100 O C, w atmosferze powietrza prowadzi do stopniowego rozrostu ziaren osnowy i homogenizacji budowy fazowej - procesów będących konsekwencją dążenia materiału do obniżenia energii swobodnej (poprzez zmianę energii powierzchniowej granic ziaren i granic międzyfazowych). Kinetyka obserwowanych przemian strukturalnych silnie zależała od zastosowanej temperatury wygrzewania (rys.4 ). Na podstawie analizy zmian wielkości ziarna, wyrażonej średnicą ekwiwalentną, stwierdzono istotny wpływ budowy fazowej badanych materiałów na poziom stabilizacji struktury. Wyniki wcześniejszych badań [9], wykazały że obszary dwufazowe pełnią rolę ograniczającą rozrost ziaren osnowy, co potwierdził większy rozrost ziarna osnowy dla stopu Ni 3 Al (Zr,B) o strukturze jednofazowej γ, w odniesieniu do materiału o tym samym składzie chemicznym, lecz budowie dwufazowej (γ + γ). W niniejszej pracy stwierdzono ponadto, że znacznie bardziej stabilną fazą jest faza γ Cr w stopie Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) - po 200 godzinach wygrzewania w temperaturze 900 C i 1100 C średnia wielkość ziarna ukształtowała się, odpowiednio poniżej 15 i 25 µm podczas gdy dla stopu Ni 3 Al (Zr,B) wynosiła 35 i aż 270 µm (rys. 3). b) γ+ Cr γ+ Cr Rys. 4. Zdjęcie SEM mikrostruktura stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) po wygrzewaniu w temperaturze 1100 C, w czasie a) 25h, b) 200 h. 3.2. Analiza zmian twardości podczas wygrzewania Stop Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo), który posiadał większą wyjściową twardość również po zakończeniu procesu wygrzewania w temperaturze 900 C cechował się wyższą twardością od stopów Ni 3 Al (Zr,B), co można przypisać mniejszej wielkości ziarna, a także umacniającemu działaniu stabilnej w danych warunkach fazy γ Cr. (rys.5). Rys. 3. Zmiana wielkości ziarna osnowy w funkcji czasu wygrzewania badanych stopów na osnowie fazy międzymetalicznej Ni 3 Al w temperaturze 900 oraz 1100 C Bardzo niewielka zmiana wielkości ziarna podczas 200 godzinnego wygrzewania w temperaturze 900 jak i 1100 C dla stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) jest przede wszytskim wynikiem hamującego wpływu wydzieleń o wysokiej zawartości Cr (faza γ Cr ) Dodatkowo, niewielki rozrost ziarna w tym materiale może być efektem dodatku stopowego molibdenu, którego działanie jest prawdopodobnie analogiczne jak w przypadku nadstopów na bazie niklu i polega na umacnianiu roztworów stałych oraz podnoszeniu temperatury rekrystalizacji materiału. Obserwowana ilość i wielkość wydzieleń fazy γ Cr rosła wraz ze wzrostem temperatury wygrzewania oraz wydłużeniem czasu, co szczególnie było 152

Rys. 5. Zmiana twardości badanych stopów intermetalicznych w funkcji czasu wygrzewania Próbki ze stopu Ni 3 Al (Zr,B) po 200 godzinach wygrzewania w temperaturze 1100 C wykazały blisko dwukrotny spadek twardości (do poziomu 150 190HV), głównie w efekcie znacznego rozrostu ziarna. Uzyskane wyniki wskazują natomiast na korzystne oddziaływanie dodatku stopowego chromu i molibdenu. Jednocześnie uwzględnić należy możliwy wpływ cyrkonu, co jest widoczne w przypadku stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) (o wyższej zawartości tego pierwiastka), dla którego obserwowano w temperaturze 1100 C wysoki wzrost twardości. Tendencja wzrostu twardości pokrywa się z pojawieniem się i wzrostem w strukturze tego materiału wydzieleń o podwyższonej zawartości chromu i cyrkonu (rys. 5). Zmierzona w tych obszarach mikrotwardość wykazała wysoką wartość (powyżej 500HV), jednocześnie obserwowano także wzrost twardości osnowy materiału (tabela 2). Ostateczna identyfikacja wydzieleń wymaga wdrożenia dodatkowych badań np. m.in. za pomocą transmisyjnego mikroskopu elektronowego, ponieważ rentgenowska analiza fazowa nie wykazała poza fazą γ innych składników struktury. Tabela 2. Analiza składu chemicznego w mikroobszarach stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) oraz mikrotwardość w poszczególnych obszarach, po 200 godzinach wygrzewania w temperaturze 1100 C. Al Cr Ni Zr Mo HV0,1 γ+ Cr 14,11 14,62 66,56 2,68 2,03 516 20,5 6,98 69,85 1,18 1,48 370 4. Wnioski Na podstawie wyników przeprowadzonych badań sformułowano następujące wnioski: 1. Największą stabilność strukturalną spośród badanych stopów na osnowie fazy Ni 3 Al wykazał stop z dodatkiem stopowym cyrkonu, boru, chromu i molibdenu, dla którego wielkość ziarna po 200 godzinach wygrzewania w temperaturze 900 i 1100 C, ustabilizowała się odpowiednio na poziomie poniżej 15 i 25 µm. Prawdopodobnie funkcję ograniczającą rozrost ziaren osnowy pełniły występujące w strukturze tego stopu bogate w chrom wydzielenia fazy γ Cr. 2. Analiza rozrostu ziarna osnowy (fazy γ ) w czasie wygrzewania w temperaturze 900 C stopu Ni 3 Al (Zr,B) pozwala stwierdzić że, po 75 godzinach wygrzewania następuje względna stabilizacja wielkości ziarna na poziomie około 45µm. W zakresie wygrzewania w temperaturze 1100 C względna stabilizacja stopu następuje wcześniej już po 25 godzinach wygrzewania, jednakże na zdecydowanie wyższym poziomie około 260 µm. 3. Dla stopu Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) obserwowano istotny wzrost twardości po około 50 godzinach wygrzewania w temperaturze 1100 C. Pojawienie się tendencji wzrostu twardości materiału koreluje z tworzeniem i wzrostem wydzieleń fazy γ Cr. Podziękowania Praca naukowa finansowana ze środków na naukę w latach 2008-2010 jako projekt rozwojowy nr OR00004905.. Literatura: [1] G. W. Meetham High temperature materials a general review, journal of Materials Science 26 (1991), 853-860. [2] B.A. Pint, J.R Di Stefano, I.G. Wright Oxidation resistance: one barrier to moving beyond Ni-base superalloys, Materials Science and Engineering A 415, (2006), 255-263. [3] S.C. Deevi, V.K. Sikka Nickel and iron aluminides: an overview on properties, processing an applications, intermetallics 4, (1996), 357-375. [4] T.K. Chaki Boron in polycrystalline Ni 3 Al mechanism of enhancement of ductility and reduction of environmental embrittlement, Materials Science and Engineering A 190, (1995), 109-116. [5] S. Subramanian, D.A. Muller, J. Silcox, S.L. Sass The role of chemistry in controlling the bonding and fracture properties of grain boundaries in L12 intermetallic compounds, Materials Science and Engineering A 239-240, (1997), 297-308. [6] M. Lemura, Y. Suga, O. Umezawa, K. Kishida, E.P. George, T. Hirano Fabrication of Ni 3 Al thin foil by cold-rolling, Intermetallics 9, (2001), 157-167. [7] V.K. Sikka, S.C. Deevi, S. Viswanathan, R.W Swindenman, M. L. Santella Advances in processing of Ni 3 Al-based intermetallics and applications, Intermetalics 8, (2000), 1329-1337 [8] Z. Bojar, W. Przetakiewicz Materiały metalowe z udziałem faz międzymetalicznych BEL Studio, Warszawa 2006. [9] P. Jóźwik, W. Polkowski Wpływ temperatury i czasu wygrzewania na żarodoporność i stabilność strukturalną stopów Ni 3 Al, Materiały Konferencyjne XXXVI Szkoły Inżynierii Materiałowej, Kraków-Krynica 2008, 76-81. 153

Abstract Structural stability of Ni 3 Al-based alloy with Zr, B, Cr and Mo addition Structural stability of finegrained Ni 3 Al based intermetallic alloys with composition Ni-20,14Al-0,76Zr-0,05B-7,84Cr-0,65Mo (% at.) after cold rolling and recrystallization, was studied in this paper. Cold-rolled and recrystallized Ni 3 Al alloy was long lasting annealed in air, in 900 C and 1100 C, up to 200 hours. A change of grain size, phase composition and hardness during annealing were studied. Results were compared with those of Ni 3 Al alloy with addition of only zirconium and boron (Ni-22,13Al-0,26Zr-0,1B (% at.)). It was found that modification of chemical composition (by addition of chromium and molibdenium and higher content of zirconium) significantly limits growth of matrix grains. In Ni 3 Al (Zr,B,Cr,Mo) alloy average grain size was stabilized al level below 20 and 25 µm, after 200 hour annealing at 900 and 1100 C, respectively. For this alloy prominent increase of hardness was also observed after about 25 hours of annealing at 1100 C. The main factor responsible for low change of grain size and rise of hardness were probably participites of chromium enriched phase marked as γ Cr. Keywords: Ni 3 Al- based alloys, nickel aluminide, intermetallic alloys, structural stability Pracę recenzował: prof. dr hab. inż. Zbigniew Bojar, Wojskowa Akademia Techniczna, Katedra Zaawansowanych Materiałów i Technologii 154