Легированные порошки, полученные при высоких скоростях кристаллизации (порошки типа RSR)

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Легированные порошки, полученные при высоких скоростях кристаллизации (порошки типа RSR)

28.01.2020

Точная граница между «обычными» и высокими скоростями кристаллизации не установлена. В данной книге высокой считается скорость охлаждения >104 К/с.

Исторически технология быстрой закалки из расплава была впервые применена в 1960 году Дювезом и др., которым удалось добиться образования непрерывного ряда твердых растворов в системах Cu—Ag и GaSb—Ge и новых неравновесных промежуточных фаз в системах Ag—Ge и Au—Si причем в системе Au—Si новые фазы оказались некристаллическими. Это был первый аморфный металлический сплав, полученный быстрой закалкой из расплава, аморфное строение которого было зарегистрировано. В течение ряда лет основным стимулом развития технологии закалки из расплава было стремление получить аморфную структуру в различных материалах. Подробный обзор исторического развития этой технологии опубликован Джонсом. В этом обзоре читатель найдет более подробную информацию по данному вопросу. Применительно к порошковым жаропрочным сплавам цель закалки из расплава состоит не в создании аморфной структуры, а в получении микрокристаллических фаз и пересыщенных твердых растворов.

Методы производства порошков. Существуют три типа технологий получения порошков жаропрочных сплавов ускоренным затвердеванием расплава: 1) центробежное распыление с принудительным конвективным охлаждением; 2) «спиннингование» или экстракция из расплава с последующим размолом получаемого волокна или ленты; 3) ультразвуковое распыление.
Легированные порошки, полученные при высоких скоростях кристаллизации (порошки типа RSR)

Центробежное распыление с принудительным конвективным охлаждением. Эта технология была разработана фирмой «Pratt and Whitney Aircraft». Схема установки распыления приведена на рис. 2.28. Она сочетает принципы центробежного распыления и охлаждения путем принудительной конвекции. Исходный материал плавят в вакууме в верхнем отделении рабочей камеры. После распыления камеру заполняют гелием, и расплав разливают в обогреваемый тигель. Через сопло тигля жидкий металл с заданной скоростью вытекает в цент распылителя, имеющего форму диска или блюдца. Разгоняясь до окружной скорости кромки распылителя, расплав под действием центробежной силы отделяется от кромки в виде капель, которые движутся в тангенциальном направлении. Частицы металла охлаждаются в полете потоками He, подаваемого в камеру через три кольцевых сопла. При величине расхода металла 0,18 кг/с расход He составляет 0,9 кг/с, а его скорость соответствует значению числа Маха 0,5 Для вращения распылительного тигля с частотой около 24 000 мин-1 применяют турбину. Гелий служит закалочной средой, в которой происходит затвердевание частиц расплава. Выход годного порошка фракции 10—100 мкм составляет ~ 70% от общей массы разливаемого металла.

Можно показать, что в процессе затвердевания теплопередача путем принудительной конвекции примерно на два порядка превосходит потери тепла за счет излучения. Если пренебречь излучением, скорость охлаждения частицы можно определить по формуле:

где К — теплопроводность газа; Nu — число Нуссельта; d — диаметр частицы; ср — теплоемкость металла; q — плотность частицы; Tp и Tg — температуры частицы и газа соответственно. График зависимости dT/dt от d для охлаждения в He приведен на рис. 2.29.

Уравнение (2.9) показывает, что важнейшими факторами ускоренного охлаждения являются диаметр частицы, теплопроводность газа и разность температур между частицей и газом. Распределение получаемых частиц по размерам подчиняется нормальном закону и зависит от параметров распыления, как описано ранее (см. 2.1). Форма частиц сферическая, и их диаметр колеблется от 25 до 100 мкм. Теоретические расчеты, подтверждаемые измерениями дендритного параметра, показывают, что эффективная скорость охлаждения зависит от диаметра частицы и находится в пределах от 10в5 до 10в7 К/с.

Получение непрерывных волокон методами спиннингования и экстракции из расплава. Метод спиннингования состоит в формировании струи путем выдавливания расплава через сопло и его закалки на поверхности вращающегося твердого тела (рис. 2.30, а). Закалочное тело обеспечивает непрерывный отвод тепла. В отличие от этого, при экстракции из расплава ограниченный участок теплоотводящего тела контактирует с непрерывным источником жидкого металла. На рис. 2.30, б показан вариант этой технологии, при котором кромка вращающегося теплоотводящего диска приводится в соприкосновение с поверхностью расплава.

Хотя эти два вида технологии ускоренного охлаждения различаются по конструкции применяемого оборудования, они обеспечивают сравнимые скорости охлаждения при получении волокон одинаковой толщины.

Толщина плоского волокна (ленты) 6 мкм при спиннинговании обратно пропорциональна скорости v (м/с) точки на поверхности закалочного барабана:

где d — диаметр струи.

При экстракции из расплава толщина волокна обратно пропорциональна корню квадратному из скорости и лимитируется переносом тепла через слой затвердевшего металла:

Оба метода обеспечивают получение волокон толщиной <25 мкм при скорости охлаждения около 10в6 К/с и используются преимущественно для получения аморфных сплавов, таких как Fе80В20, но были применены также к сплавам Тi6Аl14V и U700.

Для получения порошка применяют размол ленты и волокна или экстракцию из расплава диском с прерывистой кромкой.

Ультразвуковое распыление. Известно несколько методов распыления жидкого металла с помощью ультразвуковых волн. До настоящего времени их применение ограничивается главным образом областью легкоплавких материалов, таких как алюминиевые сплавы и припои.

Для распыления жаропрочных сплавов на никелевой основе может быть использован процесс, предложенный фирмой «Swedish Kohlswa» и впоследствии усовершенствованный сотрудниками Массачусеттского технологического института. Камеры распыления по своей конструкции подобны применяемым при обычном распылении инертным газом. Существенное различие заключается в особом устройстве распылительной форсунки (рис. 2.31), которая действует как генератор ударных волн. Форсунка содержит кольцевую камеру, с помощью которой газ высокого давления распределяется между 16—24 соплами. Форсунка охлаждается водой, что сводит к минимуму размерные искажения, обусловленные неравномерным нагревом ее частей под воздействием расплава Она содержит систему отражателей и резонансных полостей. Первичные ударные волны генерируются при сверхзвуковом истечении газа через сопла. В резонансных полостях возникают ультразвуковые волны с частотой от 20 тыс. до 80 тыс. Гц. Первичная ударная волна порождает вторичную нестационарную ударную волну, состоящую из ряда импульсов той же частоты, что и ультразвуковая волна. В зоне распыления образуется конус вторичных ударных волн с высокой плотностью энергии, имеющий форму зонта, который периодически раскрывается и закрывается. Скорость газа на выходе из сопла достигает значений, соответствующих числу Маха 2. При столь высоких скоростях и частотах пульсации газового потока жидкие металлы распыляются на мелкие частицы. Выход фракции — 30 мкм зачастую составляет 80—90%. В лабораторном и опытнопромышленном масштабах этим методом были получены и исследованы порошки нержавеющих сталей, никелевых и кобальтовых жаропрочных сплавов. Высокие скорости охлаждения связаны в первую очередь с малым размером образующихся частиц, но кроме того — с эффектом охлаждения газа при его расширении на выходе из форсунки.

Микроструктура порошков жаропрочных сплавов ускоренной кристаллизации. Методы ускоренной кристаллизации применяются в технологии жаропрочных сплавов с целью воздействия на микроструктуру и улучшения механических свойств компактного материала. Высокие скорости охлаждения позволяют устранить ликвацию, повысить растворимость легирующих элементов и получить тонкую метастабильную структуру.

В общем случае микроструктура материала зависит не только от скорости охлаждения Т, но также от величины температурного градиента G и скорости перемещения границы раздела твердой и жидкой фаз R (скорости затвердевания). В зависимости от отношения G/R и скорости охлаждения T образуются кристаллы с плоской огранкой, ячеистые или дендритные структуры (рис. 2.32).

Переход в область более высоких значений G/R или скорости охлаждения соответствует образованию более тонких микроструктур. Это иллюстрирует, например, рис. 2.33, на котором показана зависимость расстояния между осями дендритов второго порядка в сплаве Maraging 300 от скорости охлаждения. Уменьшение отношения G/R приводит к переходу структуры, состоящей из ограненных кристаллов, в ячеистую и далее в дендритную (см. рис. 2.32). Эта закономерность подтверждается опытными данными, полученными на сплаве А286 (жаропрочный сплав на основе железа). При распылении инертным газом в этом сплаве образуется ячеистая микроструктура, тогда как в порошке, полученном методом RSR, микроструктура дендритная, что обусловлено более высокой скоростью затвердевания (более низким значением G/R). Теоретические расчеты Леви и Meрабиана показывают, что уменьшение размера частиц способствует понижению отношения G/R, а тем самым переходу от ячеистой микроструктуры к дендритной.

В порошке сплава IN 100, полученном при высоких скоростях затвердевания, в зависимости от степени перегрева расплава наблюдается ряд различных микроструктур. При большом перегреве образуется грубая дендритная структура, тогда как высокие скорости отвода тепла способствуют формированию равноосной мелкозернистой или микрокристаллической структуры.

В ряде работ последнего времени исследуются микроструктурные различия, обусловленные способами производства порошка (распыление инертным газом и метод RSR). Косанди и др. на основании измерений дендритного параметра пришли к заключению, что при одном и том же диаметре частиц метод RSR обеспечивает скорости охлаждения всего в два — четыре раза более высокие, чем распыление аргоном.

Существенное значение имеет зависимость плотности частиц порошка от их диаметра и способа получения (см. рис. 2.20). Порошки, полученные методом RSR или центробежным распылением по способу фирмы «Special Metals», обычно плотнее, чем распыленные Ar порошки того же состава, которые содержат захваченный газ. Наблюдается также снижение насыпной плотности в порошках мельче некоторого определенного размера, что может быть следствием пониженной плотности частиц, в которых подавлено выделение избыточных фаз из твердого раствора.

Помимо обычных жаропрочных сплавов, методом RSR распыляли сплавы с высоким объемным содержанием у'-фазы, сплавы с повышенной концентрацией карбидов и некоторые модификации эвтектических жаропрочных сплавов. Порошки этих сплавов фракции —50 мкм содержали микрокристаллические частицы. При этом в частицах сплавов, содержащих С, отсутствуют выделения карбидов в междендритных областях. Влияние высоких скоростей затвердевания на структуру частиц порошка проявляется также в полном подавлении выделения у'-фазы во всех сплавах и междендритных выделений фазы а-Мо в сплавах Ni—Al—Mo, содержащих ~21% Mo. Такая картина заметно отличается от того, что имеет место в традиционных литых сплавах, где наблюдаются не только выделения фаз у' и а-Мо, но и существенные различия в их распределении, обусловленные ликвацией, а также образование крупных областей эвтектики у—у'.

Разработка сплавов типа RSR. Одно из преимуществ ускоренного затвердевания в применении к жаропрочным сплавам состоит в том, что эта технология позволяет достичь высокой степени однородности в сплавах, которые не могут быть получены в однородном состоянии никакими другими методами. При литье в этих сплавах образуются фазы, подверженные ликвации, что приводит к локальному понижению температуры плавления. Температура начала плавления многих сплавов на никелевой основе, полученных методом RSR, на 75—100°С выше, чем у тех же сплавов в литом состоянии. Наиболее крупные достижения технологии ускоренной кристаллизации, несомненно, связаны с разработкой сплавов типа Ni—Al—Mo—(х). В результате выполнения широкой программы научных исследований были созданы четыре сплава, составы которых представлены в табл 2.5 Айгельтингер и др. показали, что основной упрочняющей фазой в тройных сплавах Ni—Al—Mo марок RSR 103 и RSR 104 является фаза Ni3(Al, Mo), содержащая несколько атомных процентов Mo, что противоречит равновесной диаграмме состояния. Присутствуют также фазы типа NixMo, где х — изменяется от 2 до 4. Дополнительное введение Ta приводит к стабилизации фазы Ni3Mo взамен фазы Ni2Mo, наблюдаемой в тройном сплаве. Введение W частично стабилизирует Ni3Mo, не приводя к полному исчезновению Ni2Mo. Выделения Ni2Mo в тройных сплавах RSR 103 и RSR 104 метастабильны по отношению к фазе а-Мо, которая выделяется при 800 °С в виде кристаллов, имеющих форму пластин. Ta и W способствуют стабилизации структуры Ni3Mo, причем более сильное влияние оказывает Ta. При старении метастабильная фаза Ni3Mo растворяется в Ni2Mo. Когерентные выделения Ni2Mo в этом сплаве устойчивы до 870 °C.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: