автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка рентгеновских дифракционных методов комплексной оценки структурного строения монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов

На правах рукописи Экз. №_

ТРЕНИНКОВ ИГОРЬ АЛЕКСАНДРОВИЧ

РАЗРАБОТКА РЕНТГЕНОВСКИХ ДИФРАКЦИОННЫХ МЕТОДОВ

КОМПЛЕКСНОЙ ОЦЕНКИ СТРУКТУРНОГО СТРОЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ

Специальность 05.16.01 Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание учёной степени кандидата технических наук

2 8 НОЯ 2013

Москва-2013 005540214

005540214

Работа выполнена в Федеральном государственном унитарном предприятии

«Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации (ФГУП

«ВИАМ» ГНЦ РФ)

Научный руководитель: Алексеев Александр Анатольевич

кандидат физико-математических наук, начальник сектора ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ

Официальные оппоненты: Светлов Игорь Леонидович

доктор технических наук, профессор, главный научный сотрудник ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ

Хаютин Сергей Германович

доктор технических наук, ведущий инженер ФГУП «НПЦ газотурбостроения «Салют»

Ведущая организация: Институт металлургии и материаловедения

им. A.A. Байкова РАН

Защита диссертации состоится «/ S&JOZ^rt-Z 2013 года в часов на

заседании диссертационного совета ¡fj.403.00l.01 при ФГУП «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» по адресу: 105005, г. Москва, ул. Радио, д. 17. Тел. (499) 261-86-77, факс: (499) 267-86-09, e-mail: admin@viam.ru: internet: www.viam.ru

Отзывы на автореферат, заверенные печатью, просим направлять по адресу: 105005, г. Москва, ул. Радио, д. 17, ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ. Автореферат разослан «_»_2013 г.

Учёный секретарь диссертационного совета, кандидат технически наук

В.Н. Подъячев

) Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП «ВИАМ»), 2013 і И.А. Тренинков, 2013

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы

Монокристаллические лопатки из жаропрочных никелевых сплавов в современных газотурбинных двигателях работают в условиях воздействия высоких внешних силовых и тепловых нагрузок. В таких экстремальных условиях эксплуатация лопаток должна осуществляться в течение десятков тысяч часов. Воздействие инерционных и аэродинамических сил в процессе работы приводит к растяжению, изгибу и кручению лопаток. Вследствие высоких нагрузок и термических циклов возникают остаточные напряжения, то есть напряжения, которые существуют в лопатках при отсутствии внешних силовых и тепловых воздействий. Поэтому остро встает вопрос об определении количественных значений величин напряжений, которые накапливаются в процессе эксплуатации и, складываясь с напряжениями внешних нагрузок, могут приводить к разрушению лопаток. Кроме того, до начала эксплуатации требуется аттестация технологических операций с точки зрения количественной оценки величин остаточных напряжений, которые они вносят в процессе получения монокристаллической лопатки. В существующей нормативно-технической документации установлены жёсткие требования к кристаллографической ориентировке монокристалла, его субструктуре, к значениям периодов решёток у- и у'-фаз и к величине несоответствия периодов решёток у- и у'-фаз (мисфита). При этом, периоды решёток фаз и несоответствия периодов решёток определяют с искажениями, обусловленными действующими напряжениями (так называемый «стеснённый мисфит»).

Механические и жаростойкие свойства монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов (МЖНС) в значительной мере определяются совершенством кристаллического строения монокристалла и структурными характеристиками у- и у'-фаз. Для контроля кристаллической структуры наиболее подходящими являются рентгенодифракционные методы анализа в силу их неразрушающего характера и полноты извлекаемой информации.

Измерение напряжений в крупнозернистых материалах - и особенно в монокристаллах - представляет серьёзную проблему. Хорошо известный метод «пси-наклона» применим только для определения величины остаточных напряжений в поликристаллических материалах. На сегодняшний день величина остаточных напряжений в монокристаллических лопатках оценивается расчетным путём с использованием различных моделей. Экспериментально напряжения измеряются с использованием разрушающих методов (метод Давиденко, метод сверлений отверстий и др.). Поэтому разработка и постановка рентгеновского метода определения напряжений в монокристаллических лопатках является актуальной задачей.

На надёжность лопаток также существенно влияют топологически плотноупакованные (ТПУ) фазы, образующиеся в процессе термической обработки и эксплуатации. С целью улучшения качества и надежности стоит задача управления технологическими процессами, определяющими параметры

ТПУ фаз в процессе термической обработки монокристаллических лопаток. Задача может быть успешно решена только на основе детальных знаний структуры ТПУ фаз, для чего требуется не только применение существующих, но и разработка новых методик рентгенодифракционного анализа.

Таким образом, развитие существующих, разработка и постановка новых рентгеновских методик для исследования структуры МЖНС с применением современного исследовательского оборудования является актуальной задачей.

Цель работы

Разработка комплекса рентгенодифракционных методов анализа состояния структуры лопаток из МЖНС на всех этапах их производства и эксплуатации - начиная от затравочных кристаллов до турбинных лопаток после эксплуатации. Исследование структуры жаропрочного никелевого сплава четвёртого поколения ВЖМ4 с применением разработанного комплекса рентгеновских методов в сочетании с методами дифференциальной сканирующей калориметрии, просвечивающей (ПЭМ) и растровой электронной микроскопии (РЭМ) с целью определения эффективности разработанного комплекса.

Задачи работы

- Усовершенствование метода определения количественных характеристик кристаллографической ориентировки монокристаллов и анализа его блочного строения за счёт применения совмещённых полюсных фигур и компьютерной графики;

- Экспериментальная реконструкция трёхмерного строения узлов обратной решётки монокристаллов сплава ВЖМ4 для подтверждения модели обратной решётки с сателлитами, позволяющей избежать появление на дифрактограмме дополнительных рефлексов;

- Разработка рентгеновского метода определения напряжений в гетерофазных монокристаллах, а также определения периодов решёток фаз, свободных от напряжений;

- Исследование эволюции структуры монокристаллов сплава ВЖМ4 в процессе длительных высокотемпературных механических испытаний, моделирующих наработку;

- Разработка методики определения сингонии и измерения периодов кристаллической решётки ТПУ фазы в монолитных монокристаллах сплава ВЖМ6.

Научная новизна работы

1. Усовершенствован метод определения количественных характеристик кристаллографической ориентировки структуры монокристалла и анализа его блочного строения за счёт применения совмещённых полюсных фигур и компьютерной графики.

2. Экспериментально получена система сечений узлов 222 и 202 обратной решетки у- и у'-фаз монокристалла ВЖМ4, которая позволила выявить

тетрагональные искажения кристаллической решётки у-фазы, обусловленные упругим взаимодействием с выделениями у'-фазы.

3. Разработан и запатентован рентгеновский метод определения напряжений в гетерофазных монокристаллах, в частности, в кристаллических решётках у- и у'-фаз МЖНС, а также определения периодов решёток у- и у'-фаз, свободных от напряжений.

4. Установлено, что кристаллографические плоскости МЖНС различаются по степени искажённости в зависимости от индексов Миллера плоскости. Рассчитано и экспериментально показано, что искажения минимальны в кристаллографических плоскостях из семейств {122} и {133} в МЖНС с ориентировкой <001>. Поэтому целесообразно периоды решёток у/у'-фаз и мисфит определять по отражениям от этих плоскостей.

5. Определены сингония, периоды решётки и ориентационное соотношение ТПУ фазы с матрицей в монолитных монокристаллах ВЖМ6.

Практическая значимость работы

- Разработанный комплекс рентгенодифракционных методов позволяет оценивать состояние структуры лопаток из МЖНС на всех этапах их производства и эксплуатации - начиная от затравочных кристаллов до турбинных лопаток после эксплуатации. Разработанные рентгенодифракционные методы внедрены в комплекс исследовательских методов Испытательного центра ФГУП «ВИАМ» и успешно применяются при выполнении НИР.

- Усовершенствованный метод анализа структуры монокристаллов позволяет по совмещённым полюсным фигурам с помошью компьютерной графики в едином эксперименте определять количественные характеристики ориентировки структуры монокристалла и анализировать его блочное строение. То есть параметры структуры, характеризующие прочность и надёжность работы монокристаллических лопаток.

- Разработанный рентгеновский метод определения напряжений в гетерофазных монокристаллах позволяет зафиксировать изменение напряжений после механического и термического воздействия на монокристалл и подобрать необходимый режим термической обработки для снятия напряжений.

- Рассчитано и экспериментально показано, что периоды решёток у- и у'-фаз МЖНС с ориентировкой <001>, рассчитанные по отражениям от плоскостей из семейств {122} и {133} в наименьшей степени искажены напряжениями. Поэтому оценку степени жаропрочности сплава целесообразно осуществлять на основании анализа мисфита, рассчитанного по отражениям от данных кристаллографических плоскостей.

- ТПУ фазы в МЖНС могут существенно влиять на свойства материала. Это влияние в первую очередь определяется параметрами решётки ТПУ фазы. Разработанная методика определения сингонии и измерения параметров кристаллической решётки ТПУ фазы с применением ПЭМ и рентгеноструктурного анализа является эффективным средством для исследования влияния ТПУ фазы на свойства материала.

Личный вклад автора состоит в разработке и апробации рентгенодифракционных методов комплексной оценки состояния структуры лопаток МЖНС на всех этапах их производства и эксплуатации. В проведении детальных исследований структуры сплава ВЖМ4 с применением разработанных рентгеновских методов на современном рентгеновском оборудовании. Работа выполнена при научной консультации Полякова Сергея Николаевича (Научно-исследовательский институт ядерной физики им. Д.В. Скобельцына МГУ).

Апробация работы

Материалы диссертации представлены на конференциях:

- Научно-техническая конференция «Создание и исследование конструкционных материалов для новой техники», Москва, ВИАМ, 2011;

- Всероссийская научная школа для молодёжи «Материалы и энергосберегающие технологии для производства ответственных деталей высокоэффективных газотурбинных двигателей, промышленных энергетических силовых установок и приводов», Москва, ВИАМ, 2010;

- 9th Liege Conference: Materials for Advanced Power Engineering, 2010;

- Международная научно-техническая конференция «Современные проблемы металловедения сплавов цветных металлов», Москва, МИСиС, 2009;

- Научно-практическая конференция, посвященная 120-летию со дня рождения И.И. Сидорина, Москва, ВИАМ, 2008;

- Международная научно-техническая конференция «Актуальные вопросы авиационного материаловедения», Москва, ВИАМ, 2007;

- Международная научно-техническая конференция «Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение», Москва, ВИАМ, 2006;

- Всероссийская научно-техническая конференция «Проблемы создания перспективных авиационных двигателей», Москва, ЦИАМ, 2005.

Публикации

По результатам исследований получен 1 патент, опубликовано 16 печатных работ, из них 4 в журналах, рекомендованных ВАК.

Объём работы

Диссертация содержит 167 страниц текста, 119 рисунков, 17 таблиц, состоит из введения, 6 глав, выводов и списка литературы из 96 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В первой главе представлен аналитический обзор отечественных и зарубежных публикаций по теме диссертации. Обобщены сведения о МЖНС: состав, структура и термическая обработка. Рассмотрены методы исследования блочного строения монокристаллов. Указаны требования к структуре, предъявляемые отечественными и зарубежными нормативными документами. Представлен способ построения карт рассеяния в обратном пространстве с помощью трёхосевого дифракционного эксперимента. Рассмотрены существующие методы определения напряжений в монокристаллах. Обобщены

результаты определения несоответствия кристаллических решёток у- и у'-фаз при разных температурах и нагрузках в зарубежных и отечественных МЖНС. Обобщены результаты структурных исследований МЖНС, полученные как после, так и в процессе высокотемпературных механических испытаний. Представлены результаты работ по изучению ТПУ фаз в МЖНС.

Совершенство кристаллического строения монокристалла является одной из основных характеристик, определяющих прочность и надёжность работы монокристаллических лопаток. Одними из основных дефектов структуры МЖНС являются блочность и отклонение заданного кристаллографического направления от оси роста монокристаллической лопатки. Применяемые до настоящего времени рентгеновские методы определения кристаллографических характеристик структуры монокристалла имеют ограниченные возможности и недостаточную точность. Они не позволяют осуществить комплексную оценку структуры монокристалла.

Во второй главе описан усовершенствованный метод определения количественных характеристик ориентировки структуры и анализа блочности монокристалла. В отличие от широко известного метода Лауэ, предложенный метод основан на записи и обработке совмещённых прямых полюсных фигур, что повышает точность исследования. Метод позволяет в ориентационном пространстве эйлеровых углов определять количественные характеристики кристаллографической ориентировки и разориентировки блоков монокристаллической лопатки с применением дифрактометра, оснащенного текстурной приставкой. Также метод позволяет исследовать эпитаксиальные плёнки, определять ориентационное соотношение монокристаллических подложек и покрытий. В основе метода лежит построение совмещённых прямых полюсных фигур и наложение стандартной стереографической проекции с необходимой ориентировкой, рисунок 1.

Рисунок 1 - Совмещённая полюсная фигура {111}+{100}+{110}+{113} МЖНС с ориентировкой [111]

Процесс совмещения осуществляется с помощью методов компьютерной графики. Путём вращения стандартная стереографическая проекция

г;

а (

% %.

совмещается с рефлексами от одного из блоков, которые присутствуют на полюсной фигуре. При этом программа автоматически рассчитывает углы Эйлера а, Р, у. Таким же образом обрабатываются все блоки, наблюдаемые на полюсной фигуре. Например, если в образце два блока, то для каждого блока определяется свой набор углов Эйлера аь рь у! и а2, Рг, Уг- Для каждой пары блоков программа автоматически определяет угол разориентировки блоков

между собой К,, по формуле: = ^(а1-«2)г + (Рх~/32)2+ {угу

Реализация усовершенствованного метода показана с помощью экспериментального никелевого Р-сплава на основе Т\Н-А1-Со. Методом рентгеноструктурного анализа установлено, что исследуемый материал представляет собой монокристалл. Выявлено три фазы: у, у' и р. у- и у'-фазы имеют ориентационное соотношение {001}<100> у' || {001}<100> у. Определено ориентационное соотношения у'- и Р-фаз.

На полюсной фигуре {113} у'-фазы, рисунок 2, несколько высокоинтенсивных рефлексов не совпадают с «сеткой» полюсов {113} (на рисунке обозначены, как «X»). Путём поворота против часовой стрелки «сетки» полюсов {113} относительно экспериментальной структуры удалось добиться совмещения системы полюсов {113} с неидентифицированными полюсами, рисунок 3. Угол поворота оказался равен ~ 70°. Известно, что для ГЦК-кристаллов плоскостью двойникования является кристаллографическая плоскость {111}, а угол между двумя плоскостями {111} составляет 70°32'. Таким образом, можно предположить, что структура соответствует двойниковой. Определена ориентировка кристаллической решётки у'-фазы относительно исследуемой поверхности монокристалла - близка к {110} с отклонением на 10° в направлении = {551}.

{113} у'-фазы после поворота «сетки» полюсов {113} на 70°32'

С помощью полюсной фигуры {110} Р-фазы, рисунок 4, и программы Ро1Р1§ определена ориентировка кристаллической решётки Р-фазы

относительно исследуемой поверхности монокристалла - близка к {111} с отклонением на 10° в направлении = {213}. То есть кристаллографическим плоскостям {110} у'-фазы параллельны кристаллографические плоскости {111} Р-фазы. При этом направление <110> у'-фазы параллельно направлению <123> Р-фазы. Таким образом, в сплаве определено ориентационное соотношение у'- и Р-фаз: {110}<110>у' || {111}<123>р.

0,1

ЛІ

-І*

I".

101 f

t t

Рисунок 4 - Прямая полюсная фигура {110} |3-фазы опытного сплава

Рисунок 5 - Совмещённая полюсная фигура {113} у'- и {110} р-фазы опытного сплава

На рисунке 5 представлена совмещённая полюсная фигура {113} у'- и {110} р-фаз. Так как запись полюсных фигур разных фаз производится с одного монокристалла, ориентационно привязанного к системе координат прибора, то получается наглядное представление о фактической ориентировке у'- и Р-фаз монокристалла относительно друг друга.

Таким образом, усовершенствованный метод позволяет в едином эксперименте анализировать блочное строение монокристалла и определять количественные характеристики ориентировки его структуры, определяющие прочность и надёжность работы монокристаллических лопаток. Также метод позволяет исследовать эпитаксиальные плёнки, определять ориентационное соотношение монокристаллических подложек и покрытий.

Упругое взаимодействие кристаллической решётки у-фазы с решёткой у'-фазы вызывает искажения кристаллической структуры МЖНС, что приводит к возникновению дополнительных дифракционных эффектов и, как следствие, затрудняет определение периода кристаллической решётки фазы с требуемой точностью. С целью решения данной проблемы в третьей главе представлены результаты исследования обратной решётки МЖНС. Для качественного анализа расположения сателлитов в решётке обратного пространства, проведено моделирование структуры. За основу взят теоретический подход А.И. Епишина [I. L. Svetlov, В. A. Golovko, A. I. Epishin and N. P. Abalakin.

Diffusional mechanism of y'-phase particles coalescence in single crystals in nickelbase superalloys, Scripta Metallurgica and Materialia, Vol. 26, p. 1353, 1992]. В результате термической обработки структура состоит из кубоидов у'-фазы, обрамлённых прослойками у-фазы. Прослойки у-фазы, согласно модели представляют совокупность геометрических фигур трёх типов: пластины, стержни и кубоиды. Для полного обрамления кубоида у'-фазы необходимы 3 пластины, 3 стержня и один кубоид из у-фазы, рисунок 6.

Рисунок 6 - Моделирование характерного объёма структуры современных литых МЖНС после полной термической обработки на основе методического подхода А.И. Епишин

Для представленной модели проведён теоретический расчёт объемных долей у-фазы в виде пластин, стержней и кубоидов в зависимости от соотношения объёмов у- и у'-фаз. Показано, что при наиболее характерном для сплава ВЖМ4 (№-осн.^,0А1-3,ЗСг^,0Мо^^-5,0Та-7,0Со-6,0Яе-4,011и, вес. %) содержании у'-фазы 70 % после полной термической обработки основной формой выделения у-фазы являются пластины.

Для более глубокого понимания дифракционной картины рентгеновских лучей проведён качественный анализ расположения сателлитов в обратном пространстве. Характер распределения напряжений, возникающих в материале вследствие разности периодов кристаллических решеток и коэффициентов термического расширения у- и у'-фаз, зависит от геометрической формы прослоек у-фазы. Пластинчатые и стержнеобразные прослойки у-фазы при возникновении напряжений деформируются не симметрично, что приводит к возникновению тетрагональных искажений, размытию рефлексов и может приводить к появлению дополнительных рефлексов на дифрактограмме.

Для тетрагональной сингонии в направлении [001] межплоскостное

1

расстояние определяется как —

¡-¡і + К1 т}

--— + где d - межплоскостное

а с

расстояние HKL; Н, К, L - индексы Лауэ; а, Ъ, и с - периоды решётки, а=Ъфс.

1 Н2 + К2 Iі Iі L1 H2+K2+L2 r2,l 1

--5-+1\—

^llienip

L1 L1 с а

г),

тогда

-), так как с ~ а, то |а - с| « а. Для направлений [010]

(а=сфЪ) и [100] (Ъ

ч 1 1 п, 1 1 ч

с фа) имеем: —— = +К1(—----)

¿1тр ¿куб Ь а-

1

1 + нЧ 1

~Г+Н (-Г-

г,-„« а

г) соответственно. Второе слагаемое обуславливает

наличие сателлита, направление его вытянутости и относительный размер. Из формул следует, что при прочих равных условиях, чем больше индекс Лауэ, тем сильнее вытянут сателлит и сильнее размытие рефлекса у-фазы на дифрактограмме. В зависимости от индексов Лауэ, не равных нулю, возможно присутствие от одного до трёх сателлитов. В пластинах и стержнях, согласно предложенной модели, величины тетрагональных искажений различаются, поэтому сателлиты размыты. При совпадении межплоскостных расстояний такие узлы могут накладываться друг на друга и образовывать один неразмытый сателлит. Модель разделения у-фазы на пластины и стержни качественно объясняет эффект размытия сателлитов, наблюдаемый экспериментально.

Проведённый качественный анализ расположения сателлитов в обратном пространстве позволил построить решетку обратного пространства с сателлитами, обусловленными прослойками у-фазы, рисунок 7.

Рисунок 7 - Схема строения решётки обратного пространства с сателлитами, обусловленными упругими искажениями в прослойках у фазы. Схема сечения четырьмя сферами решётки обратного пространства с сателлитами

Построенная решётка обратного пространства позволяет оценивать количество, форму и положение сателлитов, что позволяет объяснить дополнительные дифракционные эффекты на дифрактограммах.

Для экспериментального подтверждения результатов теоретического анализа расположения сателлитов в обратном пространстве проведено

сканирование узлов 222 и 202 обратной решетки у- и у'-фаз сферами, радиус

1 2 sin <9 .

которых определяется как —— =-, где А. - длина волны рентгеновского

¿ни. Л

излучения, G - брэгговский угол, угол падения рентгеновского луча на исследуемый образец. Исследовался монокристалл из сплава ВЖМ4 с ориентировкой [001]. На рисунке 7 представлена схема сечений четырьмя сферами разного радиуса обратной решётки в области узла 202, оба сателлита которого и сам узел лежат в одной плоскости.

Для определения углов 9 записаны дифрактограммы от кристаллографических плоскостей (111) и (101).

По данным качественного анализа расположения сателлитов в обратном пространстве узел 222 должен иметь три размытых сателлита (рисунок 7). На рисунке 8а представлен рентгеновский профиль (222) у- и у'-фаз. Отмечены межплоскостные расстояния, определяющие радиусы сферы, при которых проведено сканирование узла 222 обратной решетки.

г д

Рисунок 8 - а) Профиль рефлексов (222) у- и у'-фаз; б), в), г), д) Результаты сканирования узла 222 обратной решётки при разных радиусах сферы сечения узлов. На рисунках отмечены положения точек пересечения осей обратного пространства с секущими сферами, а - ось наклона образца; р - ось вращения в плоскости, параллельной поверхности образца

Результаты сканирования узла 222 обратной решетки при разных радиусах сферы (d = 0.10414, 0.10402, 0.10390, 0.10361 нм) представлены на рисунках 86, в, г, д соответственно. На рисунках отмечены положения точек

пересечения осей обратного пространства с секущими сферами. При наименьшем радиусе сферы (рисунок 116) на сечении наблюдаются размытые области в виде трех "лепестков", являющиеся тремя парами сателлитов, которые попарно накладываются друг на друга. По мере увеличения радиуса сферы и уменьшения межплоскостного расстояния сателлиты размываются. При наибольшем радиусе сферы (рисунок 11д), соответствующем межплоскостному расстоянию у'-фазы "лепестки" сателлитов не наблюдаются. Наблюдается рефлекс у'-фазы в виде овала, размер которого значительно меньше рефлексов на предыдущих рисунках.

Таким образом, установлено, что при сканировании узла обратной решетки рефлексы в виде "лепестков" обусловлены тетрагональными искажениями решетки у-фазы, так как они не наблюдаются при межплоскостном расстоянии соответствующем у'-фазе.

По данным качественного анализа расположения сателлитов в обратном пространстве узел 202 должен иметь два размытых сателлита (рисунок 7). На рисунке 9а представлен рентгеновский профиль (202) у- и у'-фаз. Отмечены межплоскостные расстояния (определяющие радиусы сферы), при которых проведено сканирование узла 202 обратной решетки.

в г

Рисунок 9 - а) Профиль рефлексов (202) у- и у'-фаз; б), в), г), д) Результаты сканирования узла 202 обратной решётки при разных радиусах сферы сечения узлов. На рисунках отмечены положения точек пересечения осей обратного пространства с секущими сферами, а - ось наклона образца; р - ось вращения в плоскости, параллельной поверхности образца

Результаты сканирования узла 202 обратной решётки при разных радиусах сферы ((1 = 0.12782, 0.12739, 0.12718, 0.12691 нм) представлены на рисунках 9 б, в, г, д соответственно. При наименьшем радиусе сферы (рисунок 96) наблюдается вытянутый рефлекс стержнеобразной формы. Рефлекс существенно вытянут, так как представляет собой два размытых сателлита. По мере увеличения радиуса сферы и уменьшения межплоскостного расстояния вытянутость рефлекса уменьшается (рисунки 9в, 9г). При наибольшем радиусе сферы (рисунок 9д), соответствующем межплоскостному расстоянию у'-фазы, сателлитов не наблюдается. Наблюдается рефлекс у'-фазы в виде овала, размер которого меньше рефлексов на предыдущих рисунках.

Рефлексы в виде "лепестков" и стержней обусловлены тетрагональными искажениями решётки у-фазы. Таким образом, экспериментально показано, что сплав ВЖМ4 после термической обработки имеет блочное строение и упругие искажения кристаллической решётки. На экспериментальных сечениях количество сателлитов и их расположение совпадают с результатами теоретического анализа. Представленные результаты позволяют выбрать рефлексы для определения периода решётки с минимальным количеством сателлитов и направления сканирования узлов для исключения появления дополнительных рефлексов на дифрактограмме.

Напряжённое состояние кристаллической решётки существенно влияет на надёжность работы монокристаллических лопаток газотурбинных двигателей. Измерение напряжений в монокристаллах - представляет серьёзную проблему. В промышленности напряжения в монокристаллах измеряются разрушающими методами.

В четвёртой главе описан разработанный неразрушающий рентгеновский метод определения напряжений в гетерофазных монокристаллах, в частности, в кристаллических решётках у- и у'-фаз МЖНС, а также определения периодов решёток у- и у'-фаз, свободных от напряжений.

Лабораторная система координат задана так, чтобы оси х, у, ъ совпадали с кристаллографическими направлениями [100], [010], [001] соответственно монокристалла с кубической решёткой. Связь деформаций в этих направлениях с напряжениями описывается обобщённым законом Гука в декартовой системе

координат: ек = - у(ау + а2)]; еу = ^ [ау - у(а2 + ох)]; £2 = - у(стх + ау)], Е Ь Ь

где ех еу е2 _ нормальные компоненты тензора упругой деформации вдоль

осей х, у, г; Е - анизотропный модуль Юнга; V - анизотропный коэффициент

Пуассона; стх, су, а2 - напряжения вдоль осей х, у, г соответственно.

Если поверхность исследуемого монокристалла параллельна кристаллографической плоскости (001), тогда с2 = 0 вследствие граничных условий. Кубоидные частицы у'-фазы, обрамлённые прослойками у-фазы представляют собой симметричную структуру, эквивалентную в направлениях х и у. Поэтому граничные условия: ах = ау = а и ех = Еу = £.

Путём преобразования обобщённого закона Гука выведено уравнение прямой для расчёта напряжений в МЖНС с кубоидной структурой:

апа. = Для такой структуры по экспериментальным данным

строится график и определяются коэффициенты уравнения прямой

а =а0-—а02у и кэ = -а,1(\+у), где а„„ - период решётки, экспериментально Е Е

определённый по положению центра тяжести рентгеновского рефлекса НКЬ;

а0 - период решётки ненапряжённого кристалла. С применением данных

коэффициентов для каждой из фаз напряжения рассчитываются по выведенной

к Е 2 ук формуле: а =-—-, а по формуле а,. = я + —— рассчитываются

периоды кристаллических решёток у- и у'-фаз, свободные от напряжений.

В процессе термомеханического воздействия на монокристалл кубоиды у'-фазы вытягиваются перпендикулярно приложенной нагрузке. Формируется так называемая рафт-структура. Поэтому граничные условия: ах Ф ау и £х Ф Еу. Если поверхность исследуемого монокристалла параллельна кристаллографической плоскости (001), то аг = 0 вследствие граничных условий.

Путём преобразования обобщённого закона Гука выведено уравнение плоскости для расчёта напряжений в МЖНС с рафт-структурой: аялх =а»г эт2^^5'"2^'1^^ Для такой структуры по экспериментальным данным в декартовой системе координат строится плоскость, и определяются коэффициенты уравнения плоскости:

Ко\+сг„) + , (о-„- сгх)(1 + у)

= (1--' ); К = —--а0; кг = —---в„.

ЕЕ Е

С применением рассчитанных коэффициентов напряжения для каждой из фаз и периоды решёток фаз, свободные от напряжений, рассчитываются в двух взаимно перпендикулярных направлениях по выведенным формулам:

к,Е (к1 +кг)Е у

ао(1 + у)> г а0(1 + 1/) и 0 ж ' (l + v) _

МЖНС анизотропны. Выведены формулы для расчёта упругих деформаций решёток для случая, если неизвестны упругие константы для каждой из фаз. Для кубоидной структуры и для рафт-структуры в двух взаимно перпендикулярных направлениях:

кт„{ 1-у) _ к, + кг - ук, _к1-у(к,+к2)

^„„и + ^ + гЛ,,,.™ a0(l + v) ОоО + г)

На разработанный метод получен патент РФ № 2427826.

Несоответствие периодов кристаллических решёток у- и у'-фаз (мисфит) является важнейшим параметром, определяющим жаропрочность МЖНС. Величину мисфита рассчитывают по положению рентгеновских рефлексов на дифрактограмме. Напряжения вызывают смещение рентгеновских рефлексов, что приводит к искажению расчётных значений периодов кристаллических решёток и соответственно значений мисфита. Определение точных значений периодов решёток фаз затруднено, так как сложно разделить вклад напряжений

и химического состава фазы в измеренную методом рентгеновской дифракции величину периода решётки. Уровень жаропрочности сплава необходимо оценивать по мисфиту, обусловленному химическим составом фаз.

Расчёт напряжений в монокристаллах является длительным и трудоёмким. Для экспрессной оценки мисфита на основе разработанного метода расчёта напряжений в монокристаллах определены кристаллографические плоскости с минимальными искажениями. В этом случае экспериментально измеренная величина периода решётки фазы аНК1 совпадает с а0 - периодом решётки ненапряжённого кристалла, ана = а„. Тогда, выведенное уравнение прямой для расчёта напряжений в МЖНС с кубоидной

структуры —[>нГ!//(1 + у)-2у] = ^^—— преобразуется следующим образом:

Е а„

а„ — [в т2И1 + у)-2у] = 0; бш1 IV = ^ ; соз2^ = ———. Учитывая, что Е (1 + ^) (1 + V)

I = , 1 и г,=со$ш, получаем: —-—--Из формулы

Н + К + ¡} (\ + у)

следует, что различные кристаллографические плоскости {Ьк1} имеют различную степень искажения. Выведенное равенство позволяет (путём сопоставления семейств плоскостей с интервалом значений коэффициента Пуассона) построить номограмму (рисунок 10) в координатах

и определить кристаллографические плоскости,

имеющие минимальные искажения. Номограмма справедлива для фаз с упорядоченной кубоидной структурой.

ь1 (1-У)

Н1 +К2 +1} (1 + У)

Рисунок 10 - Номограмма для определения кристаллографических плоскостей с минимальным искажениями

В монокристаллах коэффициент Пуассона анизотропен, поэтому необходимо использовать его значения для кристаллографического направления перпендикулярного исследуемой поверхности образца. МЖНС с

ориентировкой <001> имеют коэффициент Пуассона близкий к 0,38. На рисунке 10 отмечена точка, в которой выполняется условие аНК1 = а0.

Периоды решёток у- и у'-фаз различаются незначительно. Упругое взаимодействие на границах раздела у- и у'-фаз приводит к искажению решёток. Экспериментально рассчитанные периоды кристаллических решёток содержат погрешность, обусловленную напряжениями. Из номограммы следует, что кристаллографические плоскости (012) МЖНС с ориентировкой <001> искажены напряжениями, которые стремятся минимизировать разницу между соответствующими межплоскостными расстояниями у- и у'-фаз, что должно приводить к сближению рефлексов от этих фаз на дифрактограмме.

На дифрактограмме, записанной от плоскости (012) монокристалла сплава ВЖМ4 (рисунок 11), рефлексы от у- и у'-фаз перекрываются вследствие упругого взаимодействия на границах раздела фаз. В результате проведённых расчётов установлено, что минимально искажены напряжениями кристаллографические плоскости из семейства {133} МЖНС с ориентировкой <001>. Поэтому на дифрактограмме рефлексы у- и у'-фаз должны разделяться. На дифрактограмме, записанной от плоскости (133) (рисунок 12), рефлексы у- и у'-фаз разделяются. Представленные дифрактограммы являются экспериментальным подтверждением проведённых теоретических расчётов.

Рисунок 11 - Рентгеновский профиль Рисунок 12 - Рентгеновский профиль

(024) у- и у'-фаз. Си Кр излучение (133) у- и у'-фаз. Си Кр излучение

Таким образом, по отражениям от кристаллографических плоскостей из семейств {122} и {133} можно определять периоды решёток фаз в МЖНС с ориентировкой <001> с минимальными искажениями от напряжений. Поэтому оценку степени жаропрочности сплава целесообразно осуществлять на основании анализа мисфита, рассчитанного по отражениям от данных кристаллографических плоскостей.

В пятой главе представлены результаты исследований состава и структуры монокристаллов сплава ВЖМ4 после полной термической обработки и после высокотемпературных механических испытаний с применением разработанных рентгеновских методов, а также методов дифференциальной сканирующей калориметрии, просвечивающей и растровой электронной микроскопии.

Определены температуры фазовых превращений при нагреве и охлаждении из жидкого состояния. Независимо с помощью РЭМ, оснащённого энергодисперсионным рентгеновским микроанализатором и рентгеновской дифракционной приставкой, и с применением системы энергодисперсионного микроанализа высокого разрешения (локальность измерений состава при разрешении 0,45 нм составляет ~ 20 нм.), работающей совместно с ПЭМ, проведены исследования локального фазового состава сплава ВЖМ4 после полной термической обработки. Установлено, что Яе, Яи. Со и Сг преимущественно распределены в твёрдом растворе, а А1 и Та - в у'-фазе. В у- и в у'-фазах в сопоставимых количествах присутствуют и Мо.

Установлено, что кубоиды у'-фазы образуют ряды. Прослойки у-фазы двух типов: тонкие между кубоидами в ряду (ширина ~ 20^50 нм) и широкие -между рядами из кубоидов (ширина ~ 200-К300 нм). Ряды кубоидов образуют колонии с одинаковой ориентацией, размеры которых ~ 5 мкм. Средний размер частиц у'-фазы 380-^430 нм. Методами ПЭМ установлено, что граница у/у' у широких у-прослоек содержит межфазные дислокации с расстоянием между ними ~ 15^-20 нм, рисунок 13.

Рисунок 13 - Межфазные дислокации на у/у' границах и дефекты упаковки в у-прослойках

Проведены исследования структуры монокристаллов сплава ВЖМ4 после испытаний на ползучесть при температуре 1000 °С и напряжении 210 МПа. Монокристаллы не доводились до разрушения, а снимались со стенда по очереди через заданное время: 200, 300, 400 и 500 ч. Аналогичные образцы при тех же условиях испытания разрушались через 640-Н550 ч. Микроструктура всех образцов представляет собой рафт-структуру. Рассчитаны величины упругой деформации решёток у- и у'-фаз в направлении растяжения [010] (ось у) и в перпендикулярном направлении [100] (ось х - лежит в плоскости шлифа), а также периоды решёток фаз, свободные от напряжений. Результаты расчётов представлены в таблице 3. Период у-фазы в процессе испытаний на ползучесть изменяется незначительно. Период у'-фазы до 200 ч уменьшается и в дальнейшем изменяется несущественно. Несоответствие периодов решёток у- и у'-фаз в ходе ползучести увеличивается до 300 ч на 0,118%, после чего незначительно уменьшается и в дальнейшем до 500 ч не изменяется. После

полной термической обработки период кристаллической решётки /-фазы меньше периода у-фазы. Поэтому при когерентном сопряжении решёток решётка у'-фазы сжимает решётку у-фазы (деформация сжатия), а решётка у-фазы растягивает решётку у'-фазы (деформация растяжения). После полной термической обработки решётка у-фазы значительно искажена. В процессе испытаний за счёт протекания процессов пластической деформации упругая деформация кристаллических решёток обеих фаз уменьшается и практически не изменяется в дальнейшем до 500 ч.

Таблица 3 - Результаты расчётов упругой деформации и периодов

Время испытания, ч Фаза Єу % [010] % [ЮО] Период решётки, нм Несоответствие периодов решёток у- и у'-фаз, %

Без испытания У -0,30 -0,30 0,3611 0,573

У' 0,04 0,04 0,3590

200 У у' 0,03 0,09 0,05 0,02 0,3610 0,3586 0,665

300 У у' -0,04 0,04 0,03 -0,02 0,3611 0,3586 0,691

400 У у' -0,04 0,04 0,04 -0,01 0,3610 0,3586 0,659

500 У у' -0,08 0,02 0,04 -0,01 0,3610 0,3586 0,661

Высокоразрешающими методами ПЭМ установлено, что начиная с выдержки 300 ч в у-фазе начинает формироваться объёмная дислокационная структура, и при выдержке 500 ч она заполняет все пространство у-фазы, рисунок 14. _

Рисунок 14 - Темнопольное изображение в рефлексе (200) у+у'-фаз (500 ч)

При выдержке 400^500 ч в морфологии у'-фазы появляются первые признаки начала процесса топологической инверсии - изменения морфологии у- и у'-фаз, при которых у'-фаза становится непрерывной с вкраплениями у-фазы. На межфазных границах плотность дислокаций значительно выше, чем в у-фазе. В некоторых случаях дислокационные сетки соединяют пластины у-фазы. В у'-фазе присутствуют отдельные краевые дислокации.

Установлено, что при ползучести выделяется ТПУ фаза. Начиная с 200 ч на темнопольном изображении помимо у/у'-фаз видны - наноразмерные выделения ТПУ фазы, рисунок 15. С увеличением длительности выдержки количество и размер частиц увеличиваются. На электронограмме интенсивность рефлексов ТПУ фазы увеличивается, рисунок 16.

Рисунок 15 - Выделившиеся частицы ТПУ фазы Рисунок 16 - Сетка рефлексов частиц

после ползучести 200 ч ТПУ фазы после ползучести 400 ч

Результаты исследования структуры с применением ПЭМ и РЭМ обобщены и представлены на рисунке 17. Показано, что на установившейся стадии ползучести изменяется морфология у- и у'-фаз и формируется инверсионная структура.

О 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600 650

т. час

Рисунок 17 - Кривые ползучести образцов и соответствующие им изображения микроструктур

С применением разработанных рентгенодифракционных методов установлено, что при испытаниях на многоцикловую усталость монокристалла ВЖМ4 основным кристаллографическим направлением деформации является направление [110], а также осуществлена привязка направления распространения усталостной трещины к кристаллографическим направлениям монокристалла, рисунок 18.

а б

Рисунок 18 - Совмещённая полюсная фигура (001)+{111}+{113}: а) стрелками показаны кристаллографические направления вытянутости рефлексов; б) Полюсная фигура в трёхмерном виде.

В шестой главе представлена разработанная и аттестованная методика измерения параметров кристаллической решётки ТПУ фазы в монолитных монокристаллах сплава ВЖМ6 (№-осн.-5,8А1-3,4Сг-3,4Мо-4,0\¥-5,8Та-5,5Со-6,311е-5,011и, вес. %) МИ 1.2.025-2011. Измерения проводятся методами ПЭМ и рентгеноструктурного анализа в спектральном диапазоне измерений от 0,08 до 1.75 нм. Выведены формулы расчёта и описан порядок работы при определении периода решётки ТПУ фазы.

Сущность методики при работе с монолитными монокристаллами состоит в комплексном применении электронографии - для определения сингонии фазы и рентгенографии - для определения периодов решётки с требуемой точностью, рисунок 19.

Узлы ТПУ фазы в обратном пространстве на выбранных направлениях соотносятся с матричными узлами следующим образом: в направлениях <151> и <221> в соотношении близком к целочисленному 3:1, а в направлении <001> узлы фазы совпадают с матричными. Результаты рентгеноструктурного анализа подтверждают результаты ПЭМ, так как в направлении <001> не выявлено малоугловых рефлексов ТПУ фазы (они перекрылись значительно более интенсивными матричными рефлексами у/у'-фаз), а в направлении <112> рефлексы ТПУ фазы по брэгговским углам располагаются на местах рефлексов у/у'-фаз (которые отсутствуют на дифрактограмме поскольку кристаллографические плоскости не находятся в отражающем положении).

В кристаллической решетке векторы трансляций параллельны тем осям зон, на электронограммах которых присутствуют выбранные сетки рефлексов, а именно: <ЮТ>, < 102> и <114>. Таким образом, ни один вектор трансляции не равен другому и углы между ними также не равны друг другу. Следовательно,

кристаллическая решётка ТПУ фазы относится к типу решётки с наименьшей симметрией - триклинной. С применением разработанной методики по межплоскостным расстояниям, полученным экспериментально рентгеновским методом, рассчитаны периоды кристаллической решётки ТПУ фазы:

а, л/2

Ът = а2 л/5 ;

ат= 0,2536 нм, Ьт = 0,8061 нм, ст = 0,7651 нм

2

28, град

Рисунок 19 - Сопоставление результатов исследования ТПУ фазы в монокристаллах сплава ВЖМ6 методами ПЭМ и рентгеноструктурного анализа (<115> и <112>)

Частицы исследуемой фазы имеют форму мелкодисперсных пластин, толщина которых не превышает 10 нм. Методами ПЭМ проведена качественная оценка элементного состава ТПУ фазы в сплаве ВЖМ6. Основными элементами, формирующими ТПУ фазу, являются: N1, Яе, Яи, Мо, А1.

Исходя из того, что вокруг пластин ТПУ фазы образуется значительное количество дислокаций, следует, что частицы ТПУ фазы в данном температурно-временном интервале (1100 °С, 2000 ч) при данной нагрузке не перерезаются, а значит могут способствовать дополнительному упрочнению сплава. Наличие в сплаве ТПУ фаз может существенно влиять на свойства материала. Это влияние в первую очередь определяется параметрами решётки ТПУ фазы. Разработанная методика является эффективным средством для исследования влияния ТПУ фазы на свойства материала.

Таким образом, разработанный комплекс рентгенодифракционных методов позволяет оценивать состояние структуры монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов на всех этапах производства и эксплуатации -начиная от затравочных кристаллов до турбинных лопаток после эксплуатации.

Разработанные рентгенодифракционные методы внедрены в комплекс исследовательских методов Испытательного центра ФГУП «ВИАМ» и широко применяются при выполнении научно-исследовательских работ по государственным контрактам.

Выводы

1. Усовершенствован метод определения количественных характеристик кристаллографической ориентировки структуры монокристалла и анализа его блочного строения за счёт применения совмещённых полюсных фигур и компьютерной графики. Также метод позволяет исследовать эпитаксиальные плёнки, определять ориентационное соотношение монокристаллических подложек и покрытий.

2. Экспериментально получена система сечений узлов 222 и 202 обратной решетки у- и у'-фаз монокристалла ВЖМ4, которая позволила выявить тетрагональные искажения кристаллической решётки у-фазы, обусловленные упругим взаимодействием с выделениями у'-фазы.

3. Разработан рентгеновский метод определения напряжений в гетерофазных монокристаллах, а также определения периодов решёток фаз, свободных от напряжений. Разработанный метод позволяет рассчитать компоненты тензора напряжений в у- и у'-фазах. На разработанный метод получен патент РФ № 2427826.

4. Теоретически рассчитано и экспериментально подтверждено, что кристаллографические плоскости МЖНС с различными индексами Миллера имеют различную степень искажения. Установлено, что в МЖНС с ориентировкой <001> в наименьшей степени искажены кристаллографические плоскости из семейств {122} и {133}. Поэтому оценку степени жаропрочности сплава целесообразно осуществлять на основании анализа мисфита, рассчитанного по отражениям от данных кристаллографических плоскостей.

5. Установлено, что в процессе ползучести монокристаллов сплава ВЖМ4 при температуре 1000 °С и напряжении 210 МПа выделяется ТПУ фаза. После 200 ч наблюдаются наноразмерные выделения. С увеличением длительности выдержки количество и размер выделившихся частиц увеличиваются.

6. Установлено, что основными элементами, формирующими ТПУ фазу, являются: №, Ке, Яи, Мо и А1. Установлено, что в сплаве ВЖМ6 частицы ТПУ фазы пластинчатой формы с габитусом {111}, тип решетки - триклинная. Определены ориентационные соотношения ТПУ фазы с у-матрицей:

Зт =^-[Т01],; Ьт =я2[102]7; дт =^-[114],.

7. Разработана методика определения сингонии и измерения периодов кристаллической решётки ТПУ фазы на примере монолитных монокристаллов сплава ВЖМ6. Разработанная методика имеет государственную аттестацию.

8. Разработанный комплекс рентгенодифракционных методов позволяет оценивать состояние структуры монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов на всех этапах производства и эксплуатации - начиная от затравочных кристаллов до турбинных лопаток после эксплуатации.

Основное содержание диссертации опубликовано в работах:

Публикации в изданиях, рекомендованных ВАК:

1. Тренинков И.А., Алексеев А.А., Зайцев Д.В. Строение узлов обратной решётки монокристаллического жаропрочного никелевого сплава // ФММ, 2012. Т. 113. № 10. С. 988-997.

2. Тренинков И.А., Алексеев А.А., Зайцев Д.В., Филонова Е.В. Исследования фазовых и структурных изменений, а также остаточных напряжений в процессе высокотемпературной ползучести в сплаве ВЖМ4 // Авиационные материалы и технологии, 2011. № 2, С. 11-19.

3. Тренинков И. А., Алексеев А.А., Поляков С.Н. Методика определения остаточных напряжений в монокристаллах жаропрочных никелевых сплавов на дифрактометре широкого назначения с использованием Cu-Кр излучения // Авиационные материалы и технологии, 2010. № 1, С. 8-12.

4. Журавлёва ПЛ., Тренинков И.А., Сбитнева С.В., Алексеев А.А., Горлов Д.С. Исследование структуры однослойных покрытий TiN и многослойных покрытий TiN/ZrN // Российские нанотехнологии, 2010. Т. 5. № 9-10. С. 112116.

Патент:

5. Алексеев А.А., Тренинков И.А. Патент № 2427826 РФ «Способ определения остаточных напряжений в изделиях из монокристаллических материалов рентгеновским методом». // Б.И., 2011, № 24.

Другие публикации:

6. Levin Eduard, Treninkov Igor and Polyakov Sergei. Moving crystal assembly for handling small bulk samples // J. Appl. Cryst., 2011. 44. P. 1291-1293

7. Treninkov I.A., Alekseev A.A. Behaviour of residual stresses and lattice spacings in y- and y'-phases during creep-rupture tests of single-crystal nickel superalloy // 9th Liege Conference: Materials for Advanced Power Engineering 2010, P. 723 -732.

8. Alekseev A.A., Petrushin N.V., Zaitsev D.V., Treninkov I.A., Filonova E.V. Precipitation in solid solution and structural transformations in single crystals of high rhenium ruthenium-containing nickel superalloys at hightemperature creep // 9th Liege Conference: Materials for Advanced Power Engineering 2010, P. 733 -740.

9. Levin E., Treninkov I., Polyakov S. Optical X-Y stage as sample holder in X-Ray powder diffractometry // Abstracts of 12th European Powder Diffraction Conference 2010, Darmstadt, Germany, P. 58.

10. Тренинков И.А., Алексеев A.A., Петрушин H.B.. Дифрактометрический качественный фазовый анализ монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов // Тезисы докладов международной науч.-техн. конференции «Актуальные вопросы авиационного материаловедения». -М.: ВИАМ, 2007.

И. Тренинков И.А. Монокристаллы жаропрочных никелевых сплавов // Сборник материалов Международной науч.-техн. конференции «Современные проблемы металловедения сплавов цветных металлов». — М.: МИСиС, 2009.

12. Тренинков И.А., Кочубей А.Я., Алексеев А.А.. Дифрактометрические исследования монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов. Всероссийская науч.-техн. конференция молодых ученых и специалистов //

Конференция «Проблемы создания перспективных авиационных двигателей»: Тезисы докладов. - М.: ЦИАМ, 2005. С. 364-366.

13. Алексеев A.A., Каблов E.H., Зайцев Д.В., Тренинков И.А., Филонова Е.В., Петрушин Н.В. Механизм зарождения трещин на III стадии ползучести монокристаллов высокорениевых жаропрочных никелевых сплавов // Сборник трудов науч.-практической конференции молодых ученых и специалистов. — М.: ВИАМ, 2008.

14. Алексеев A.A., Каблов E.H., Петрушин Н.В., Филонова Е.В., Кочубей А.Я., Лукина Е.А., Зайцев Д.В., Тренинков И.А. Механизм потери устойчивости пластического течения монокристаллов высокорениевых жаропрочных никелевых сплавов // Труды международной научно-технической конференции «Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение». — М.: ВИАМ, 2006, С. 168-171.

15. Алексеев A.A., Каблов E.H., Базылева O.A., Петрушин Н.В., Филонова Е.В., Кочубей А .Я., Лукина Е.А., Чабина Е.Б., Тренинков И.А. Фазовое строение монокристаллов высокорениевых никелевых жаропрочных сплавов. // Труды международной науч.-техн. конференции «Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение». — М.: ВИАМ, 2006, С. 245-256.

16. Алексеев A.A., Зайцев Д.В., Тренинков И.А. Рений-, рутенийсодержащие монокристаллические никелевые сплавы — новый класс жаропрочных материалов (структурный аспект) // Сборник лекций Всероссийской научной школы для молодёжи «Материалы и энергосберегающие технологии для производства ответственных деталей высокоэффективных газотурбинных двигателей, промышленных энергетических силовых установок и приводов». - М: ВИАМ, 2010. С. 37-41.

Отпечатан 1 экз. Исп. И.А. Тренинков Печ. И.А. Тренинков

Автореферат И.А. Тренинков «Разработка рентгеновских дифракционных методов комплексной оценки структурного строения монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов».

Подписано в печать 12.11.13г. Заказ1/749. Формат бумаги 60x90/16. Печ. л. 1,7. Тираж 60 экз. Отпечатано в типографии ФГУП «ВИАМ». 105005, г. Москва, ул. Радио 17.

ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ УНИТАРНОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ «ВСЕРОССИЙСКИЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ АВИАЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ» ГОСУДАРСТВЕННЫЙ НАУЧНЫЙ ЦЕНТР РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

На правах рукописи Экз. №

УДК 669.017:620.1

ТРЕНИНКОВ ИГОРЬ АЛЕКСАНДРОВИЧ

РАЗРАБОТКА РЕНТГЕНОВСКИХ ДИФРАКЦИОННЫХ МЕТОДОВ

КОМПЛЕКСНОЙ ОЦЕНКИ СТРУКТУРНОГО СТРОЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ

Специальность 05.16.01 Металловедение и термическая обработка металлов и сплавов

Диссертация на соискание учёной степени кандидата технических наук

Научный руководитель:

кандидат физико-математических наук

А.А. Алексеев

Москва. 2013

СОДЕРЖАНИЕ

Список принятых сокращений.......................................................................................5

Введение..............................................................................................................................6

Глава 1. Литературный обзор.........................................................................................8

1.1 Монокристаллы жаропрочных никелевых сплавов.........................................8

1.2 Методы исследования блочного строения монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов....................................................................10

1.3 Структура узлов обратной решётки монокристаллов

жаропрочных никелевых сплавов....................................................................14

1.4 Расчёт остаточных напряжений в монокристаллических материалах. Определение несоответствия кристаллических

решёток у/у'-фаз.................................................................................................16

1.5 Изменения структуры монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов в процессе высокотемпературных механических испытаний........27

1.6 ТПУ-фазы в монокристаллах жаропрочных никелевых сплавов.................30

Цель и задачи работы............................................................................................33

Глава 2. Рентгеиоструктуриые методы исследования блочного строения монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов................................................35

2.1 Метод определения ориентировки монокристаллов.....................................35

2.2 Метод измерения компонент тензоров ориентировки блоков и разориентировки двух любых блоков.............................................................43

2.3 Определение ориентационного соотношения фаз в экспериментальных монокристаллах системы №-А1-Со.................................................................48

Выводы по главе 2...................................................................................................53

Глава 3. Исследования структуры узлов обратной решётки у- и у'-фаз сплава

ВЖМ4.................................................................................................................................55

3.1 Моделирование микроструктуры сплавов типа ВЖМ..................................55

3.2 Расчет обратной решетки.................................................................................57

3.3 Материал и метод исследования......................................................................60

3.4 Экспериментальная реконструкция трёхмерной структуры узлов обратной решётки у- и у'-фаз монокристалла из сплава ВЖМ4...................62

Выводы по главе 3...................................................................................................67

Глава 4. Способ определения остаточных напряжений и периодов кристаллических решёток у-и у'-фаз, освобождённых от напряжений в

изделиях из монокристаллических материалов рентгеновским методом...........69

4.1 Частицы у'-фазы кубоидной формы................................................................69

4.2 Кристаллографические плоскости с минимальным влиянием остаточных напряжений на период решётки фаз

монокристаллического материала...................................................................77

4.3 Рафт-структура..................................................................................................82

4.4 Расчёт ошибки определения остаточных напряжений

в монокристаллических материалах................................................................90

4.5 Специфика определения несоответствия периодов кристаллических решёток у- и у'-фаз и остаточных напряжений в современных монокристаллах жаропрочных никелевых сплавов.......................................94

4.6 Практическая реализация способа определения остаточных напряжений...99 Выводы по главе 4.................................................................................................102

Глава 5. Исследование деградации структуры монокристаллов из сплава ВЖМ4 после высокотемпературных механических испытаний.........................103

5.1 Исследования состава и структуры образцов из сплава ВЖМ4 после полной термической обработки.....................................................................103

5.2 Исследования структуры образцов из сплава ВЖМ4 после испытаний

на ползучесть...................................................................................................117

5.3 Исследования структуры образцов из сплава ВЖМ4 после испытаний

на циклическую усталость..............................................................................133

5.4 Исследования структуры образцов из сплава ВЖМ4 после растяжения при температуре 800°С..............................................................139

Выводы по главе 5.................................................................................................140

Глава 6. Исследование структурных характеристик ТПУ фаз в монокристаллах из сплава ВЖМ6............................................................................................................142

6.1 Методика измерений периодов кристаллической решётки ТПУ фазы в жаропрочных никелевых сплавах..................................................................142

6.2 Определение структурных параметров частиц ТПУ фазы в монокристалле из жаропрочного никелевого сплава ВЖМ6......................146

Выводы по главе 6.................................................................................................156

Выводы по диссертации...............................................................................................157

Литература......................................................................................................................159

Список принятых сокращений

МЖНС - монокристаллы жаропрочных никелевых сплавов

ТПУ - топологически плотноупакованные фазы

ГЦК - гранецентрированная кубическая

ПТО - полная термическая обработка

КГО - кристаллографическая ориентировка

ТКЛР - термический коэффициент линейного расширения

Г\¥НМ - полуширина на полувысоте

РСА - рентгеноструктурный анализ

ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия

РЭМ - растровая электронная микроскопия

ДТА - дифференциальный термический анализ

ОКР - область когерентного рассеяния

Введение

Монокристаллические лопатки из жаропрочных никелевых сплавов в современных газотурбинных двигателях работают в условиях воздействия высоких внешних силовых и тепловых нагрузок. В таких экстремальных условиях эксплуатация лопаток должна осуществляться в течение десятков тысяч часов. Воздействие инерционных и аэродинамических сил в процессе работы приводит к растяжению, изгибу и кручению лопаток [1]. Вследствие высоких нагрузок и термических циклов возникают остаточные напряжения, то есть напряжения, которые существуют в лопатках при отсутствии внешних силовых и тепловых воздействий. Поэтому остро встает вопрос об определении количественных значений величин напряжений, которые накапливаются в процессе эксплуатации и, складываясь с напряжениями внешних нагрузок, могут приводить к разрушению лопаток. Кроме того, до начала эксплуатации требуется аттестация технологических операций с точки зрения количественной оценки величин остаточных напряжений, которые они вносят в процессе получения монокристаллической лопатки. В существующей нормативно-технической документации установлены жёсткие требования к кристаллографической ориентировке монокристалла, его субструктуре, к значениям периодов решёток у- и у'-фаз и к величине несоответствия периодов решёток у- и у'-фаз (мисфита). При этом, периоды решёток фаз и несоответствия периодов решёток определяют с искажениями, обусловленными действующими напряжениями (так называемый «стеснённый мисфит»). Механические и жаростойкие свойства монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов (МЖНС) в значительной мере определяются совершенством кристаллического строения монокристалла и структурными характеристиками у- и у'-фаз. Для контроля кристаллической структуры наиболее подходящими являются рентгенодифракционные методы анализа в силу их неразрушающего характера и полноты извлекаемой информации.

Измерение напряжений в крупнозернистых материалах - и особенно в монокристаллах - представляет серьёзную проблему. Хорошо известный метод

«пси-наклона» применим только для определения величины остаточных напряжений в поликристаллических материалах. На сегодняшний день величина остаточных напряжений в монокристаллических лопатках оценивается расчетным путём с использованием различных моделей [2], [3], [4], [5]. Экспериментально напряжения измеряются с использованием разрушающих методов (метод Давиденко, метод сверлений отверстий и др.) [6]. Поэтому разработка и постановка рентгеновского метода определения напряжений в монокристаллических лопатках является актуальной задачей.

На надёжность лопаток также существенно влияют топологически плотноупакованные (ТПУ) фазы, образующиеся в процессе термической обработки и эксплуатации. С целью улучшения качества и надежности стоит задача управления технологическими процессами, определяющими параметры ТПУ фаз в процессе термической обработки монокристаллических лопаток. Задача может быть успешно решена только на основе детальных знаний структуры ТПУ фаз, для чего требуется не только применение существующих, но и разработка новых методик рентгенодифракционного анализа.

Таким образом, развитие существующих, разработка и постановка новых рентгеновских методик для исследования структуры МЖНС с применением современного исследовательского оборудования является актуальной задачей.

Работа выполнена при научной консультации к.ф-м.н. Полякова С.Н. (Научно-исследовательский институт ядерной физики им. Д.В. Скобельцына МГУ).

Глава 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Монокристаллы жаропрочных никелевых сплавов.

I

Современные никелевые суперсплавы представляют собой твердые растворы на основе никеля с ГЦК неупорядоченной структурой (А1) - у-фаза (матрица), упрочненные выделениями у'-фазы, являющейся легированным твердым раствором на основе интерметаллида №зА1 с упорядоченной ГЦК кристаллической структурой (ЬЬ) [7], [8], [9]. Содержание у'-фазы в некоторых сплавах достигает 70 %. В процессе длительной термической обработки и работы в сплаве могут выделяться дополнительные ТПУ фазы.

Все легирующие элементы можно разделить на растворяющиеся преимущественно в твёрдом растворе (у-стабилизаторы: кобальт, хром, молибден, железо, рений) и растворяющиеся преимущественно в у'-фазе (у'-образующие: алюминий, титан, ниобий, тантал, гафний). Вольфрам не обнаруживает преимущественного распределения ни в одной из фаз. Суммарная концентрация легирующих элементов может достигать 40 % по массе.

Термическая обработка является последним этапом формирования микроструктуры, обеспечивающей в дальнейшем максимальную жаропрочность. Как правило, термическая обработка является многостадийной и состоит из гомогенизации и двух этапов старения. Высокотемпературная гомогенизация позволяет выровнять дендритную ликвацию, растворить грубые выделения неравновесной эвтектики у/у'-фазы, увеличить тем самым объёмную долю мелкодисперсных частиц до 65-70 % и, в конечном счёте, повысить длительную прочность. Также гомогенизация позволяет получить однородные по составу, размеру и морфологии частицы упрочняющей у'-фазы в осях и междендритных пространствах. Требования однородности структуры связаны с тем, что зарождение трещин и начало разрушения происходят в межосевых пространствах [10]. Температура гомогенизации высоколегированных монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов, как правило, превышает 1300 °С. Важна не только температура,

но и длительность выдержки при этой температуре, а также скорость охлаждения. Продолжительность гомогенизации составляет несколько часов в зависимости от дисперсности дендритной структуры и степени легирования сплава. Длительные выдержки связаны с низкими коэффициентами диффузии тяжёлых элементов. Высокая скорость охлаждения (-60-80 °С/мин) с температуры гомогенизации связана с необходимостью получения однородных высокодисперсных частиц у'-фазы размером 0,2-0,25 мкм. Последующие старение проводят в две стадии: 10301050 °С в течение 10-24 ч и 870-900 °С в течение 30-48 ч.

В настоящее время наиболее перспективными являются сплавы, легированные рением и рутением, т.к. позволяют повысить уровень рабочих температур и ресурс деталей [11], [12]. Характерным представителем литых монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов, легированных рением и рутением, является сплав ВЖМ4. После ПТО структура сплава ВЖМ4 представляет собой мелкодисперсные (-300 нм) кубоидные частицы у'-фазы, обрамленные прослойками у фазы [13].

Сплав ВЖМ4 применяется для изготовления литых монокристаллических лопаток газотурбинных двигателей, работающих длительное время при высоких температурах (до 1100 °С) и испытывающих статические и динамические нагрузки.

1.2. Методы исследования блочного строения монокристаллов жаропрочных

никелевых сплавов

В [3] предложена градация субструктуры монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов. Субструктура I уровня - грубая фрагментация, когда элементы субструктуры соизмеримы по площади с размерами самого слитка и разориентация между ними достигает 3...50 и больше. Каждый фрагмент соответствует отдельной колонии дендритов, которые формируются при кристаллизации с вогнутым фронтом роста. Границы фрагментов образуются при встречном росте дендритных колоний первого порядка в месте их стыковки. Кроме того, фрагментированность монокристаллов I уровня может наследоваться от несовершенной затравки. Причём, в отличие от первой причины, по мере кристаллизации плохая наследственность в большинстве случаев нивелируется за счёт конкурентного роста отдельных фрагментов.

Субструктура II уровня соизмерима по площади с размерами дендритной ячейки ~ 300-500 мкм. Разориентация 0,3...1,0°. Формируется из-за особенностей микроскопического фронта роста в жидкотвёрдой зоне, когда дендритные оси прорастают в расплав и хаотически колеблются и разворачиваются под действием конвективных потоков расплава или за счёт механических колебаний установки. Границы субзёрен этого уровня располагаются по месту стыковки дендритных ветвей разных порядков. Субструктура III уровня представляет собой блочность общего вида. Размер таких блоков порядка 60 мкм, а разориентация - десятки минут. На микроструктурном уровне границы субзёрен III уровня выявляются в виде цепочки неупорядоченных выделений вторичной у'-фазы.

На дифрактограммах качания субструктура I уровня проявляется в виде отдельных пиков, а угловое расстояние между ними характеризует разориентацию отдельных фрагментов. Соответственно степень разориентации в субструктуре более высокого уровня определяется шириной отдельного пика (при наличии простого рефлекса), а общая разориентация монокристалла на всех трёх уровнях может быть оценена угловой полушириной всего рефлекса.

В [14] и [15] приведены требования, предъявляемые к ростовой структуре отливок монокристаллических турбинных лопаток. Основным требованием к структуре монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов является полное отсутствие посторонних кристаллов в отливке. Субзёрна различают по уровню их разориентации - малоугловые (Да < 5°) и среднеугловые (Да ~ 5-7°). Как правило, в лопатках выделяются три области с разными допусками по дефектам микроструктуры:

- область I - вдоль входной и выходной кромок пера шириной -0,1 хорды лопатки, а также область перехода от пера к бандажной и замковой полкам;

- область II - спинка и корыто пера (за исключение области I);

- область III - замок и полка лопатки.

Наибольшие требования по структуре предъявляются к первой области.

Контроль монокристалльности проводится визуально, для чего отливки предварительно травят для выявления макроструктуры. Отливки с чётко выявленными границами зёрен бракуются. В том случае, когда граница чётко не выявляется, требуется дополнительная проверка разориентации рентгеноструктурным методом.

Второе требование к структуре монокристаллической отливки - это определённая кристаллографическая ориентация (КГО) геометрических осей лопатки XYZ. В общем случае задание этой ориентации сводится к указанию кристаллографических направлений [hjkili], [h2k2l2] и [h3k3l3], которые с определённой точностью должны совпадать с геометрическими осями лопатки XYZ. Таким образом задаётся полная пространственная ориентация монокристаллической структуры относительно геометрических осей лопатки. Наиболее часто в отливках используется задание только аксиальной ориентации [001], когда требуется чтобы кристаллографическая ось [001] с тем или иным допуском совпадала с осью Z лопатки, вдоль которой действуют главные растягивающие напряжения. Для отечественной технологии монокристаллического литья величина допустимых отклонений аксиальной ориентации [001] от оси Z составляет ahkl < 10°. Для лопаток ТВД изд. 99 допустимое отклонение a[ooi]<10°, для других изделий (222, 436 и др.)

ТУ допускают до 15°. При этом не оговаривается направление этого отклон