Determinarea Compozitiei Chimice Si Structurii Prin Microscopie Optica Si Electronica a Superaliajelo

Introducere

În ultimele decenii, cererile din ce în ce mai mari de motoare cu turbină pentru avioane (comerciale sau militare ) cât și pentru turbine industriale, au motivat căutarea asiduă a unor materiale noi. În toată această perioadă, tehnologia de material a preîntâmpinat cerințele severe (de proprietăți la temperaturi înalte în medii puternic corozive ) cu superaliaje îmbunătățite continuu, care sunt folosite tot mai mult și la alte aplicații datorită temperaturii de lucru din ce în ce mai ridicată.

De multe ori s-a apreciat că oportunitățile superaliajelor sunt depășite, astfel încât au fost studiate și alte materiale cu punct de topire mai ridicat, cum sunt: materiale ceramice, materiale refractare și aliaje cu bază crom. În unele cazuri, soluționarea problemelor impuse de aceste materiale a depășit eforturilor cercetătorilor, aceștia negăsind, încă soluțiile optime de înlocuire, în totalitate, a superaliajelor pentru motoarele cu turbină, așa cum s-ar dori, de exemplu, cu materiale ceramice. În plus, datorită cercetărilor intense sunt fabricate superaliaje din ce în ce mai performante, încadrate într-o diversitate de sisteme de aliaje.

Obiectivul fundamental al cerecetărilor în domeniul superaliajelor este de a ajunge la o înțelegere avansată a metalurgiei fizice și coroziunii, a metodelor de durificare și procesare a aliajelor, în vederea controlului structurii și implicit a propietăților, creearea unor noi structurii metalurgice care să preîntâmpine cerințele viitorului prin inovații în metalurgie.

CAPITOLUL I

Superaliajele sunt aliajele pe bază de Ni, Fe, Co sau Cr, care sunt folosite la temperaturi de lucru ridicate, de peste 8000C. Fe, Co, Ni și Cr sunt metale de tranziție cu poziții consecutive în tabelul periodic al elemenetelor. Superaliajele bază Fe sunt deformabile, în timp ce superaliajele bază Ni sau Co pot fi deformabile sau de turnătorie, în funcție de aplicația / compoziția dorită.

Proprietățile controlate din punct de vedere chimic, rezistența excelentă la temperatură mare, precum și prelucrarea (inclusiv tratamentul termic ) contribuie la producerea pieselor de calitate superioară. Tabelul 1. prezintă rezistențele la rupere pentru câteva superaliaje reprezentative.

Tabelul 1. Relația de dependență între compoziție (elemente principale) și rezistență ca funcție de temperatură

a. Aliaje bază cobalt Rezistență la rupere la

100 ore/20000 psi, 0F

140015006001700 1800

b. Aliaje bază Ni Rezistența la rupere la

fluaj 100 ore/20000 psi, 0F

1400 1500 1600 17001800

c. aliaje bază Fe și Ni – Fe Rezistența la ruperela fluaj

100 ore/ 12000F/ 1000psi

50 100 150

d. Aliaje bază Cr Rezistența la rupere la fluaj

100 ore/12000F/1000 psi

1800 1900 2000 2100

Fierul pur are o densitate de 7,86 Kg/dm3. Nichelul și cobaltul pur au densități de aproximativ 8,9 kg/dm3. Superaliajele bază Fe au densități de aproximativ 7,9 la 8,3 Kg/dm3; superaliajele bază cobalt au densității de aproximativ 7,8 la 8,9 Kg/dm3. Densitatea este în mod considerabil, influențată de adaosurile de aliere; conținuturile mai mari de Al, Ti și Cr reduc densitatea, în timp ce agenții de duruficare ai soluției solide, W și Ta, contribuie la mărirea acesteia.

Gradul de rezistență la coroziune a metalelor variază în funcție de mediu, dar rezistența la coroziune a aliajelor depinde în primul rând de elemenetele de aliere adăugate.

Caracteristicile fizice ale metalelor sunt prezentate în tabelul 1.2.

Tabelul 2. Proprietățile fizice ale Co, Ni, Fe și Cr elementare

Temperaturile de topire incipientă și intervalurile de topire ale superaliajelor sunt funcție de compoziție și de prelucrare anterioară. În general, temperaturile de topire incipiente sunt mult mai mari la superaliajele bază Co decât la cele cu bază Ni sau bază Fe. Superaliajele bază Ni pot să prezinte topire incipientă la temperaturi relativ mici (14750 C).

Superaliajele bază Ni avasante, cu structura monocristalină, conțin cantități limitate de elemente care scad punctul de topire; ele tind să aibă temperaturi de topire incipientă egale sau mai mari decât cele ale aliajului bază Co.

Atât Fe cât și Co prezintă transformări alotropice; Fe se transformă de la forma ( – cub cu volum centrat (cvc) – la temperatură mai joasă, până la forma ( – cub cu fețe centrate (cfc) – la temperaturi ridicate; Co se transformă de la forma hexagonal compact (hc) la temperatură joasă, până la forma (cfc) la temperaturi mari. Pe de altă parte, Ni are o rețea tip cfc la toate temperaturile. Forma cfc a superaliajelor cu bază Fe sau Co este, în general, stabilă de proporția elementelor de aliere.

Limita superioară de folosire a superaliajelor bază Fe, Ni și Co nu este restrictivată de apariția reacțiilor de transformare alotropică, dar este funcție de temperatura de topire incipientă și de dizolvare a fazelor de durificare.

Matricile tip cfc austenitice ale superaliajelor, prezintă o anumită solubilitate pentru anumite adaosuri de aliere, o excelentă ductilitate și unele caracteristici favorabile pentru precipitarea fazelor de durificare efective ( superaliaje pe bază de Ni și Fe).

Prelucrarea superaliajelor care duce la apariția unui grăunte direcțional (solidificare unidirecțională) sau la o orientare a cristalului (solidificare monocristalină), poate să conducă la mărirea unor coeficienți ai modulului de elasticitate cu cca. 30%, în funcție de relația care există între orientarea cristalului sau a grăuntelui față de direcția de orientare.

Proprietățile fizice, conductivitatea electrică, conductivitatea termică și dilatarea termică tind să se micșoreze (relativ, față de alte sisteme de metale). Aceste proprietăți sunt influențate de natura metalului de bază (elemente de tranziție) și de prezența adaosurilor de metale refractare.

Superaliajele sunt relativ ductile; ductilitatea superaliajelor cu bază Co este, în general, mai mică decât cea a superaliajelor cu bază Ni și Fe.

Superaliajele cu bază Ni și Fe sunt utilizabile în formă extrudată, forjată sau laminată; aliajele cu rezistență mai mare se găsesc, în general, numai în stare turnată.

Deformarea la cald este procesul preferat, deformarea la rece fiind, de obicei, restrictivă la secțiunile subțiri. Laminarea la rece poate să fie folosită pentru îmbunătățirea proprietăților de rezistență pe termen scurt, pentru aplicații la temperaturi sub 8000C, nivel stabilit în această prezentare ca limită medie de temperatură pentru folosirea superaliajelor.

Creșterea continuă a exigențelor legate de calitatea materialelor metalice în ceea ce privește puritatea, conținuturile scăzute de gaze și "urme" de elemente nedorite și, de asemenea ecartul restrâns al compoziției chimice, a determinat îmbunătățirea și diversificarea continuă a tehnologiilor metalurgice. Aceste noi tehnologii trebuie să fie economice pentru a rămâne competitive pe piața națională și internațională.

În ultimii 50 ani metalurgii au reușit să dezvolte o serie de noi procedee tehnice pentru producția de oțeluri și aliaje. Una dintre cele mai importante măsuri pentru a îmbunătății calitatea produselor este folosirea vidului.

O reducere a presiunii în faza gazoasă produce un strat protector față de atmosferă, a cărui puritate și eficiență crește pe măsură ce presiunea scade.

Cele mai importante procedee de degazare a oțelului utilizate în zilele noastre pe scară largă, au fost inventate înainte de sfârșitul secolului. Anul 1917 a cunoscut primul cuptor comercial de inducție în vid, instalat la Heraeus în Hanau, Germania.

1.1.Clasificarea superaliajelor

O sumară clasificare a superaliajelor poate fi făcută luând în considerare următoarele criterii:

* După metoda de obținere:

– superaliaje obținute prin retopire;

– superaliaje obținute prin metalurgia pulberilor.

* După destinație:

– superaliaje de turnătorie;

– superaliaje deformabile.

* După compoziție chimică:

– aliaje bază Ni (în cadrul acestora, ca o grupă distinctă, intră aliajele bază Ni – Fe);

– aliaje bază cobalt;

– aliaje bază crom.

CAPITOLUL II

MATERIALE INVESTIGATE

Lucrarea cuprinde o parte din investigațiile cinetice electrochimice și de microscopie electronică efectuate asupra unui material, INCO 713, ales dintr-un număr mare de materiale, prezentate în tabelul 2.1., la stabilirea acestora au mai acționat și aspectele practice legate de obținerea concretă a lor.

Aceste aspecte se referă la caracterul special al materialelor investigate și al domeniulului lor de utilizare, care fac dificilă obținerea lor pentru experimentări după un program prestabilit. De aici rezultă și caracterul oarecum etrogen al tabloului materialelor studiate în această lucrare. S-a urmărit luarea în considerare a unor superaliaje numeroase și reprezentative. Astfel s-a lucrat cu epruvete obținute de firme cum sunt: Anglia Ore – Alloys, Anglia Dubert Duval, Inco Alloys Limited și Metav S.A.

În definirea mărcilor aliajelor s-au utilizat în special standarde brianice MSSR, inclusiv prin echivalare pe baza compoziției chimice, acolo unde a fost posibil. În celelate cazuri s-a foosit denumirea comercială.

Majoritatea materialelor investigate au compoziții chimice distincte prin conținutul de elemente de aliere; Co, Cr, Mo, Mn, Cu, Fe, W, Zr, Al, Ti, C.

Tabelul 2.1. Compozițiile chimice ale superaliajelor investigate

2.1.Considerații teoretice privind compoziția chimică, structura și proprietațile superaliajelor bază Ni

Cercetările metalurgice în domeniul obținerii de noi mărci de superaliaje au contribuit în mare măsură la progresele importante realizate de industria aerospațială.

Aliajele pentru utilizarea la fabricare a turbinelor cu gaze trebuie să satisfacă criteriile stringente privitoare la rezistența și alungirea la tracțiune, rezistența și alungirea la fluajul cu/fără rupere și rezistența la anduranță la oboseală oligociclică, pentru a menționa doar câteva caracteristici. Alte câteva caracteristici fizice controlate de obicei sunt: densitatea, conductivitatea termică și dilatarea termică.

În orice caz, superaliajelor au importantă vitală și în schimbătoarele de căldură de înaltă temperatură pentru aplicații în domeniul energetic, precum și în alte diverse aplicații cu funcționare în condiții dure.

2.1.1 Compozitia chimica a superaliajelor cu baza nichel

Cele mai des utilizate superaliaje sunt cele bază Ni și cele bază Co.

Superaliajelor bază Ni li s-au adăugat proporții de fier, în cantitații diferite, pentru a reduce costul aliajelor utilizabile pentru piesele forjate mari, separându-se astfel două grupe importante de superaliaje: cele bază Ni – Fe și cele cu bază Fe.

O listă reprezentativă a superaliajelor și a compozițiilor este reprezentată în tabelul 2.2. Toate sistemele de superaliajele sunt subdivizate în superaliaje de turnătorie și superaliaje deformabile.

Tabelul 2.2. Compoziția chimică a unor superaliaje reprezentative

Din tabelul 2.2. se constată că superaliajele au o compoziție foarte complexă și după elementele componente se pot clasifica:

elemente de bază. Ni, Cr, Al, Ti;

elemente de adaos: Co, Mo, W, Ta, Zr, B,V;

elemente însoțitoare: Mn, Si, P, S, O, N, Fe;

elemente nocive: Sn, Bi, Pb, Ag, Cu.

Din gruparea acestor elemenete după cum se observă fig 2.1.1. că ele tind eniul energetic, precum și în alte diverse aplicații cu funcționare în condiții dure.

2.1.1 Compozitia chimica a superaliajelor cu baza nichel

Cele mai des utilizate superaliaje sunt cele bază Ni și cele bază Co.

Superaliajelor bază Ni li s-au adăugat proporții de fier, în cantitații diferite, pentru a reduce costul aliajelor utilizabile pentru piesele forjate mari, separându-se astfel două grupe importante de superaliaje: cele bază Ni – Fe și cele cu bază Fe.

O listă reprezentativă a superaliajelor și a compozițiilor este reprezentată în tabelul 2.2. Toate sistemele de superaliajele sunt subdivizate în superaliaje de turnătorie și superaliaje deformabile.

Tabelul 2.2. Compoziția chimică a unor superaliaje reprezentative

Din tabelul 2.2. se constată că superaliajele au o compoziție foarte complexă și după elementele componente se pot clasifica:

elemente de bază. Ni, Cr, Al, Ti;

elemente de adaos: Co, Mo, W, Ta, Zr, B,V;

elemente însoțitoare: Mn, Si, P, S, O, N, Fe;

elemente nocive: Sn, Bi, Pb, Ag, Cu.

Din gruparea acestor elemenete după cum se observă fig 2.1.1. că ele tind sistematic spre anumite grupe din tabelul lui Mmendeleev.

Astfel, în prima categorie intră elemenetele din grupa V, VI, VIII(Ni, Co, Fe, Cr, Mo, W, V) care alcătuiesc matricea austenitică (cfc).

Fig. 2.1.1.Elementele importante în constituirea aliajelor pe bază de Ni

Din a doua categorie fac parte elementele din grupele III, IV și V (Ti,Co,Ta) care alcătuiesc precipitalul (Ni3Al) și care pot înlocui Al din precipitat.

Din a treia categorie fac parte elementele din grupele II, III și IV (Mg, B, C și Zr) care segregă la limetele de grăunte.

Din alt punct de vedere, elementele de aliaj se pot clasifica în:

* elementele ce formează carburi (carburigene): Cr, Mo, W, V, Nb, Ta și Ti;

* elementele ce formează oxizi rezistenți la difuzie și deci protector pentru atacul mediului înconjurător (Cr, Al).

2.2. Macro și microstructurta superaliajelor baza Ni în stare turnată

În prezent sunt cunoscute superaliaje cu diferite structuri cristaline cum ar fi:

* aliaje cu structuri echiaxe, care se obțin în absența răcirii dirijate și au grăunții axiali (aproximativ identic dezvoltați față de centru).

Nivelul rezistenței și refractarității superaliajelor cu o astfel de structură depinde de perfecțiunea limitelor grăunților, ce poate fi controlată prin microaliere și de condițiile de solidificare care asigură uniformitatea granulației. Limitele grăunților reprezintă cel mai vulnerabil loc al aliajelor cu structură echiaxă.

aliaje cu structură direcțională care constau în grăunți dezvoltați pe direcția acținuii forței de bază (ex: gradientul de temperatură în timpul răcirii dirijiate).

aliaje cu structură monocristalină

Dacă la o cristalizare direcționată se asigură condiții de solidificare dintr-un centru (ex. : folosirea unui agent de cristalizare monocristalin) se obține o structură monocristalină.

2.2.1. Constituenți structurali în superaliaje bază nichel

Datorită numărului mare de lemente de aliere, superaliaje pe bază de nichel au o microstructură extrem de complexă.

Microstructura acestora constă, în principal, din matricea de bază – faza ( (cfc), în care au precipitat: o fază fină, uniform dispersată, numită faza ’ (cfc), unul sau mai multe tipuri de carburi și faze minore de tipul: nitrurilor, carbonitrurilor, borurilor, faze Laves, , .

Matricea de austenită .

În superaliajele bază nichel, matricea (faza ) este o soluție solidă de elemente de aliere dizolvate în Ni. La răcirea din starea lichidă încep să precipite carburile (în apropierea liniei solidus ), iar la temperaturi mai joase începe să precipite faza ’. Compoziția soluției solide în nichel este foarte mult modificată în urma răcirii și mai ales în urma aplicării diferitelor tratamente termice (determină creșterea fazei ’ și a carburilor), astfel încât soluția se poate îmbogății în Co și Cr.

Unele elemente de aliere ca: W, Mo, Cr durifică matricea, fiind de asemenea importante și în formarea carburilor; carburile au rol determinant în asigurarea unei stabilități structurale. Prezența Cr asigură o bună rezistență la coroziune. Co crește solubilitatea fazei cu temperatura, ceea ce face să crească temperatura maximă la care poate fi utilizat aliajul. Al și Ti sunt foarte importante datorită tendinței lor de a forma o fază fină ’, uniform distribuită în faza .

În superaliajul turnat, faza se prezintă ca o soluție solidă suprasaturată de Ni din care, în urma tratamentului termic, precipită faza ’ și carburi complexe conform reacției:

suprasaturat +MC + ’ + M23C6 (1)

Elementele dizolvate în Ni duc la mărirea parametrului de rețea.

Faza ’

Este o fază durificatoare intermetalică, bazată pe compusul intermetalic Ni3Al care precipită din soluția solidă suprasaturată . În structura superaliajelor, atomii de Al pot fi substituiți parțial de atomii de Ti, Nb și Co, astfel încât faza ’ este un compus intermetalic complex de tipul Ni3(Al, Ti,Nb, Co). rezistența mecanică deosebită a superaliajelor pe bază de Ni este conferită de precipitarea uniformă a fazei ’ au o structură cubică cu fețe centrate, diferența dintre parametrii de rețea fiind de obicei sub 0,05% (aNi3Al=3,589 A, aNi = 3,524A).

Carburile

Spre deosebire de aliajele neferoase în care C și carburile sunt considerate dăunătoare, în superaliajele bază Ni, C participă la formarea carburilor cu rol în stabilizarea structurii la deformări la temperaturi mari. Stabilitatea structurală este realizată prin formarea unor rețele de carburi complexe la limita grăunților. Aceste elemnte inhibă deplasarea grăunților, îmbunătățind proprietățile de fluaj la rupere. Tratamentul termic caută să conducă la precipitarea uniformă și fină, la granițele intercristaline, a carburii M23C6.

Carbura cea mai stabilă în superaliajele bază Ni este cea de tip MC (unde M este, în principal, Ti). Morfologia carburilor de tip MC pentru aliajul turnat, depinde de viteza de răcire. Una din proorietățile cele mai importante ale acestor carburi este posibilitatea de a se descompune în faza ’ și carbura M23C6 conforma reacției prezentate în ecuația (1).

În carbura de tip M23C6 (cea mai frecventă carbură observată în superaliajele pe bază de Ni), M poate fi Cr, Co, Mo, Ni, Ti, W în funcție de compoziția și tratamentul termic.

Carburile M23C6 sunt niște particule discrete ale unei faze precipitate la limtia grăunților. De asemenea, carbura M23C6 poate precipita intragranular, sub formă de plachete marcate. În acest caz apare un efect de fragilizare. Efectul acestor precipitate conduce la fracilizarea aliajelor.

Alte carburi care pot apărea în structura superaliajelor sunt M6C și M7C3.

Carburile M6C sunt considerate mai stabile decât carburile M23C6, dar mai puțin stabile decât carburile de tip MC. Radicalul M poate fi metal refractar (Mo, W, Nb) sau metale de tranziție (Fe, Ni, Co).

Carburile M7C3 se găsesc în câteva superaliaje și sunt relativ nestabile. Ele precipită atât inter cât și intragranular, radicalul M fiind de obicei Cr. Aceste carburi apar, în general, la expunerea îndelungată la temperaturi sub 9370C prin transformarea carburilor M23C6.

Fazele minore

Fazele minore (nitruri, boruri, carbonitruri, faze Laves, , ) sunt considerate în general dăunătoare performanțelor aliajelor.

Nitrurile apar deseori în superaliajele bază Ni, de obicei sub forma compusului TiN. Azotul și carbonul au afinitate apropiată pentri titan, astfel încât cei doi compuși, TiN și TiC formează de obicei carbonitruri.

Borurile segregă la marginile grăunților sub forma M3B2 în super aliaje cu conținut de B cuprins între 0,008 –0,005%.

Faza Laves este un compus intermetalic de forma AB2, criteriul de formare fiind ca raportul razelor atomice ale celor două elemente să fie în domeniul 1,08 – 1,032. În superaliajele bază Ni, fazele Laves precipită sub forma de plachete intragranulare.

Fazele și au o formologie apropiată; ele apar în suprafețe atacate sub formă aciculară. Efectul prezenței lor asupra proprietăților superaliajelor nu este încă bine determinat.

Faza ’ de structură cfc, în coerență cu s-a dovedit a fi structura optimă a superaliajelor comerciale.

Prezența fazei ’ – tetragonală conduce la o structură necorespunzătoare din punct de vedere al proprietăților superalijului, datorită coerenței slabe cu matricea de bază – faza .

Prin tratament termic de îmbătrânire, într-o oarecare măsură și prin recoacere, ’ – tetragonal se poate transforma în ’ – cubic.

2.2.2. Compoziția fazelor

Complexitatea compoziției chimice a superalijelor bază Ni pentru turnătorie implică o dozare exigentă a fiecărui element, în urma căreia se asigură proprietăți ridicate ale fiecărei faze și o îmbinare optimă a proprietăților și stabilității termice a aliajului în întregime.

Din studiul diferitelor publicați de specialitate, se pot trage câteva concluzii referitoare la compoziția fazelor, care au influența asupra structurii și proprietăților aliajelor bază Ni.

Astfel, se recomandă ca faza ’ să abibă compoziția modificată după cum urmează: raportul Al/Ti mărit în sensul creșterii conținutului de Al.

Este importantă stabilirea raportului optim dintre Al și Ti în aliaje cu rezistență mare la temperaturi înalte. Ti, alături de Al este unul dintre elementele cele mai importante de aliere, fiind elemnt de compoziție al fazei ’ cât și element de formare a carburilor de tip MC.

La un conținut mare de Nb și Ti se formează compuși sub formă de Ni3Nb și Ni3Ti, cu rol negativ asupra proprietăților de rezistență.

La creșterea cantității fazei ’ în componenta aliajelor și la o anumită valoare a raportului Al/Ti(Nb), se mărește rezistența aliajelor, iar plasticitatea scade.

S-a observat că aliajele cu raportul Al/Ti aproximativ 0,5 au o rezistență și o plasticitate mai scăzută, care se explică prin prezența în structura lor a discurilor mari de fază (Ni3Ti) ce servesc drept nucleu de formare a fazei nedorite .

Aliajele cu raportul Al/Ti cuprins între 2 și 3,5 se caracterizează printr-o îmbinare optimă a proprietăților mecanice și a rezistenței la coroziune la temperaturi înalte.

Faza ’ mai este aliată cu Nb, Ta și W. Creșterea conținutului de Ta din aliaj determină o creștere, în volum, a părții de Ta din matricea de bază, Nb se concentrează într-o mai mare măsură în faza ’ decât în soluția solidă .

Nb și Ta fiind stabilizatori puternici ai fazei ’ și ai carburilor de tip MC elimină W din matrice. Pe de altă parte, înlocuirea Ta cu Nb și a W cu Mo, duce la îmbogățirea cu Nb a carburilor și a fazei ’ și la îmbogățirea matricei în Mo.

Nb are o influență pozitivă asupra structurii și prorpietăților aliajelor refractare: aflându-se parțial în faza ’ durifică soluția solidă, încetinește procesele de difuzie și mărește temperatura de recristalizare.

Alierea fazei ’ cu Nb micșorează viteza de difuzie a intermetaloidului Ni3Al. Mai mult de 50% din cantitatea de Nb intră în componenta fazei ’ , aproximativ 33% în compoziția fazei solide și 0,2 – 0,3% în carbonitruri.

Mo și W se răspândesc între faza și ’ și încetinesc procesul de difuzie în ambele faze, ceea ce duce la stabilizarea structurii la temperaturi înalte.

Co intră în componenta soluției solide cât și în faza ’, în raport de 3/1.

Cr se întâlnește în soluția solidă cu rol de mărire vizibilă a refractarității aliajului și într-o oarecare măsură se întâlnește și în faza ’.

Ca urmare a gradului înalt de aliere cu diferite elemente, solubilitatea Cr devine limitată; în aliaje se formează fazele și dăunătoare, – Cr și carburi M23C6 ce înrăutățesc proprietățile mecanice (oboseală).

Zr, Ta și V intră în compoziția fazei ’ (30 – 90%) și a carburilor (70 – 100%) crescând rezistența carburilor de tip MC și îmbunătățind morfologia lor.

V participă într-o mică masură la formarea carburilor; el se distribuie uniform între fazele și ’, făcând posibile procesele de difuzie la temperaturi mari și permițând micșorarea vitezei de fluaj.

2.2.3.Rolul elemntelor de aliere în superaliaje

După cum se vede din cele prezentate anterior, superaliajele conțin o varietate de elemente de aliere într-o gamă largă de combinații, pentru a produce efectele dorite.

Tabelul2.2. Efectele câtorva elemente de aliere în superaliajele bază Ni

Tabelul2.3. Efectele elemntelor de aliere în superaliajele de bază Fe – Ni

*aceste efecte nu apar obligatoriu în fiecare marcă de superaliaj

Se observă că elementele de aliere care intră în componența soluției solide, au efecte diferite:

durifică soluția solidă (Mo, Ta, W, Re);

conferă rezistență la oxidarea (Cr, Al);

mărește stabilitatea fazei solide de Ni ’ – ’’.

Alte elemente sunt adăugate pentru a forma precipitate de durificare cum ar fi: ’ – Ni3(Al, Ti), ’’.

Faza ’ este factorul determinant pentru proprietățile extraordinare de utilizare a superaliajelor cu bază Ni și Fe – Ni la temperaturi înalte.

Elementele minore (C, B) sunt adăugate pentru formarea carburilor și borurilor; aceste elemente plus altele (Ce, Mg) sunt adăugate pentru controlul elementelor reziduale.

Câteva elemente (B, Zr, Hf) sunt adăugate de asemenea pentru efectele de la limita de grăunte,altele decât precipitarea sau formarea carburilor. Multe elemente (Co, Mo, W, Cr) sunt adăugate pentru calitățile favorabile de aliere dar pot participa, în anumite circumstanțe, la formarea fazelor nedorite (, , Laves).

Unele din elemente menționate mai sus produc schimbări remarcabile în microstructură, altele produc schimbări subtile. Efectele microstructurale precise sunt în funcție de procesul termic prin care trece materialul. Cele mai evidente efecte microstructurale invocă precipitarea fazelor geometric compacte (cum ar fi ’), formarea carburilor și formarea fazelor topologic compacte(TCP) (cum ar fi , , Laves). Chiar când tipul fazei este specificat, morfologia microstructurii poate varia în limite largi, ex.

carburi în “scriere” sau carburi în “blocuri”;

’ – cubiodal sau ’ – sferoidal;

precipăitate celulare sau uniforme;

– acicular sau – în blocuri;

’ discret sau ’ dezvoltat.

Fig.2.2.3. Prezintă microstructura tipică a superaliajelor cu bază Ni, cu exemplificarea compușilor posibili.

Fig.2.2.3.Constituenți microstructurali ai aliajelor

2.3. Proprietățile fizico – mecanice și de coroziune ale

superaliajelor

Superaliajele au proprietăți deosebite de rezistență la acțiunea factorilor corozivi externi. La temperturi mai mici sau egale cu cca. 11450C coroziunea nu este o problemă majoră. La temperaturi mai ridicate, sub ~ 12550C, nivelul rezistenței la oxidare este în funcție de conținutul de Cr (Cr2O3 se formează ca un oxid de protecție); peste aproximativ 12550C, Cr și Al contribuie concomitent la protecția împotriva oxidării. Al duce la formarea unor pelicule de suprafață – Al2O3, cu rol protector.

Cu cât este mai mare conținutul de Cr,cu atât este necesar mai puțin Al, pentru formarea unui strat mai mare de protecție de Al2O3.

Unul dintre cele mai studiate procese de oxidare accelerată este coroziunea la cald (câteodată cunoscută sub numele de sulfidare). Procesul de coroziune la cald este separat în două regimuri: la temperatură mică și la temperatură mare. Principala metodă de combatere a coroziunii la cald este folosirea unui conținut ridicat de crom în aliajul de bază.

Superaliajele au fost comparate, în general cu alte sisteme, din punct de vedere al expuneri termice în timpul exploatării, ținând cont de anumite diferențe datorate naturii precipitalului ’. Majoritatea aliajelor cu faze secundare suportă o degradare a proprietăților, datorată coalescenței fazelor secundare, care diminuează eficiența aliajelor. Această comportare o au și superaliajele; ea se manifestă prin fenomene ca aglomarea fazei ’ și apariția unei macrogranulații; de asemenea, apar precipitări ale carburilor. Această comportare o au și superaliajelor; ea se manifestă prin fenomene ca aglomarea fazei ’ și apariția unei macrogranulații; de asemenea, apar precipitări ale carburilor. În plus, superaliajelor pot să aibe tendința de formare a unor faze secundare, mai puțin dorite, care reduc nivelul proprietăților. Formarea unor dintre aceste faze poate fi împiedicată prin aplicarea unui control compozițional dirijat de conceptul numărului de vacanțe electronica.

Variabilele microstructurale principale ale superaliajelor sunt:

cantitatea de precipitat și morfologia sa;

mărimea și forma grăuntelui;

distribuția carburilor.

Controlul structurii este realizat prin selectarea/modificarea compoziției și prin prelucrare. La o compoziție nominală dată, există anumite avantaje și dezavantaje ale proprietăților, funcție de structura obținută (fie prin prelucrarea la deformare fie prin turnare).

Superaliajele cu bază Fe și Ni au o structură tipică,constituită din faza ’ dispersată în matricea de bază , iar rezistența lor este funcție de fracția volumică ’ (Vf’) în volumul total fig.2.3.1. Valorile cele mai mici ale Vf’ apar la prima generație de superaliaje pe bază de Ni și pe bază de Fe, în care Vf’ este mai mic decât 0,25% din volum. Faza ’ este de obicei sferoidală, în aliajele cu Vf’ mai mic și adesea cuboidală în superaliajele cu bază Ni, cu Vf’ mai ridicat (>0,35).

Rezistența superaliajelor este controlată de distribuirea intergranulară; totuși rezistența dovedită de aliajele policristaline este determinată de starea limitelor de grăunte, în special atunci când este afectată morfologia și distribuția carburilor.

Fig. 2.3.1. Efectul maririi fracției volumice ’ asupra limitei de curgere

O carbură discontinuă situată la limita intercristalină contribuie la mărirea suprafeței și deci, contribuie în mod drastic la reducerea duratei de rupere chiar dacă rezistența la tracțiune și la fluaj pot fi relaitv neafectate.

Superaliajele deformbile bază Fe, Ni sunt prelucrate până la obținera proprietăților optime la oboseală și tracțiune. În același timp, atunci când au fost folosite aliajele deformabile pentru aplicațiile limitate la fluaj, cum ar fi paletele de turbină cu gaz utilizate la presiune ridicată, au fost aplicate tratamente termice diferite de cele folosite pentru utilizări limitate la tracțiune.

Tratamentele termice complexe aplicate alaijelor deformabile au avut ca scop producerea unor dispersii uniforme a fazei ’ corelată cu o distribu’ie potrivită a carburilor. Deși tratamentele termice standard constau, în general, din trepte succesive la temperaturi micșorate, anumite regimuri prevăd una sau mai multe îmbătrâniri.

Mărimea fazei ’ poate fi influențată de viteza de răcire, ca și durată de menținere la diferite temperaturi de îmbătrânire. Astfel, mărimea secțiunii devine o variabilă importantă în relațiile proprietate/structură, în special la discurile turbinei cu gaz la care calibrele groase coexistă cu discurile de răcire subțiri în aceeași piesă iar vitezele de răcire obținute sunt diferite pentru fiecare zonă.

Formarea unei faze compacte din punct de vedere topologic, cum ar fi Laves și , este considerată ca fiind raportată la vacanțele electronice excesive din metalele de bază (Fe, Ni, sau Co).

Schimbările morfologice ale fazei ’ au loc prin expunere la temperaturimari. De obicei, faza ’ formează granule mari și se aglomerează sub influența tensiunii. Supraîncălzirea poate să determine o macrogranulație accelerată ca și o punere în soluție a fazei . Proprietățile pot fi diminuate în astfel de circumstanțe, dar atunci când supraîncălzirea a fost lină, are loc precipitarea fazei fine ’ cu o revenire la temperaturile normale și o anumită recuperare a prorpietăților.

Recuperarea proprietăților nu are loc, în cazul unei expuneri termice suplimentare a fazelor topologic compacte sau a fazelor din superaliaje.

Nici o recuperare nu este realizată prin expunere termică, după precipitarea excesivă a carburilor, așa cum poate să aibă loc în superaliaje bază Co, sau după apariția macrogranulației fazei ’ în superaliajele bază Fe și Ni. În aceste cazuri, este necesar tratamentul termic și îmbătrânirea pentru refacerea nivelului prorpietăților.

În timp ce acest proces poate să fie satisfăcător pentru aliajele degradate prin expunere termică, expunerea în timpul exploatării sub sarcină, produce pierderi ale proprietăților (datorate în parte fisurării la fluaj) care nu pot fi recuperate printr-un tratament termic simplu, cel puțin în cazul superaliajelor comerciale cele mai complexe. Folosirea presării izostatice la cald combinată cu tratamente termice de îmbătrânire și punere în soluție a superaliajelor expuse, a demonstrat că se poate obține o ameliorare a prorpietăților, în măsura în care acest proces de recuperare este viabil din punct de vedere economic.

2.4. Tratamentul termic al superaliajelor cu bază nichel și influența asupra caracteristicilor mecanice

Tratamentele aplicabile superaliajelor bază Ni sunt de două tipuri, funcție de scopul urmărit. Primul și cel mai simplu tip de tratament este recoacerea și se aplică alaiajelor durificabile prin tratamenttermic, de punere în soluție, care nu sunt supuse ulterior unor tratamente de precipitare. În acest caz, tratamentul este utilizat atât în ca etapă intermediară, cât și ca tratament final, pentru a obține un produs moale și ductil. Acest efect de recoacere este pus de obicei, pe seama recristalizării, dar poate fi completat printr-o dizolvare a carburilor de Cr. Tratamentul de recoacerepoate fi aplicat și aliajelor cu durificare prin precipitare cu scopul de a elimina efectele unor eventuale deformări la rece, pregătind materialul pentru alte deformări ulterioare. Cea de-a doua metodă de tratament termic, are scopul de a pregăti durificarea prin precipitare ulterioară. El constă de obicei,într-un tratament termic de punere în soluție, urmat de una sau mai multe tratamente de precipitare.

În toate superaliajele, dar mai ales în cele cu durificare prin precipitare, prin varierea condițiilor de tratament termic, se pot ameliora o gamă largă de propietăți. Procedeele de tatament termic adoptate sunt în mod normal un compromis, scopul fiind de a realiza o legătură optimă între proprietățile obținute și o tehnologie acceptabilă din punct de vedere economic.

Practica în domeniul superaliajelor a dus la un număr relativ redus de tipuri de tratamente termice, folosite ca un procedeu standard pentru fiecare aliaj.

În anumite cazuri, modificări ale acestor tratamente pot fi desigur avantajoase; pentru alegerea unui tip de tratamente eficace, trebuie făcute câteva considerații asupra modului în care schimbarea tratamnetului poate afecta proprietățile superaliajelor.

Recoacerea

Tratamentele din această categorie sunt aplicate în mod normal acelor materiale care urmează să fie supuse unor deformări ulterioare, sau aliajelor cu precipitare la solidificare.

Timpul de menținere la temperatură poate varia de la 3 – 5 minute până la 10 minute/cm de grosime a secțiunii.

Punerea în soluție

Obiectivul peincipal al acestei etape de tratament este de a dizolva fazele precipitabile, în primul rând ’ și carburile,în vederea precipitării controlate, fie la încălziri ulterioare, fie în anumite cazuri, la răcire, după punere în soluție.

Cu toate că o durificare prin precipitare se poate obține la orice temperatură de punere în soluție care depășește temperatura minimă de solubilitate a fazei ’ (8800C), un asemenea tratament nu este suficient de a asigura proprietăți de fluaj foarte bune.

Cercetările asupra legăturii dintre diferitele metode de tratament termic și proprietățile de fluaj, au evidențiat că punerea în soluție influențează proprietățile ulterioare datorită mai multor factori:

efectul de realaxare al matricei și de meliorare a granulației rezultate după T.T.;

dizolvarea fazelor precipitate.

Creșterea temperaturii de punere în soluție duce la viteze mai scăzute de fluaj, în orice condiții de testare.

De asemenea, creșterea temperaturii de punere în soluție, antrenează și o mărire a granulației cu efecte negative asupra rezistenței la fluaj.

Mărirea de grăunte la orice aliaj, este controlabilă mai mult prin temperatura de punere în soluție decât prin timpul de tratament. Este deci extrem de important ca determinarea temperaturii de punere în soluție să fie riguros stabilă, pentru a se obține proprietăți optime de fluaj.

Un alt factor care trebuie luat în consierație este efectul tratamentului de punere în soluție, asupra formei și distribuției carburilor. Studiile au arătat că morfologia carburilor este influențată în principal de condițiile de răcire după punere în soluție și eventualele reîncălziri.

Astfel, după tratamentul de punere în soluție, răcirea rapidă (în apă) poate duce la menținerea carburilorîn soluția solidă în timp ce răcirea lentă cu cuptorul, până în jurul temperaturii de aproximativ 10000C duce la precipitarea carburilor sub forma unui film continuu dispus la limita de grăunte. Între aceste două posibilități extreme, diferite combinații între viteza de răcire după punerea în soluție și eventuale reîncălziri ulterioare pot duce la o distribuție optimă a carburilor, sub forma unui șir de particule fine de-a lungul limitei de grăunte.

În general, parametri tratamentului de punere în soluție, se aleg astfel încât, în funcție de tipul aliajului, fie să asigure o dispunere convenabilă acarburilor, fie să dizolve atât carburile cât și ’, în vederea unei previpitări optime în continuare.

Precipitarea

Este un tratament de tipul îmbătrinirii, care urmărește în principal precipitarea fazei durificatoare ’ în forme care să confere materialului proprietățile mecanice cerute. Sunt cazuri în care se aplica două tratamente de precipitare,fie pentruobșinerea unei structuri duplex – ’, fie pentru precipitarea carburilor dizolvate în matrice.

Răspunsul la tratamentul de precipitare este puternic dependent de parametrii (timp și temperatură) adoptați; pentru orice material, în practică se ajunge la un compromis între tratamentul care poate asigura proprietățile optime și cel care este acceptabil din punct de vedere al costurilor.

Varierea temperaturii de precipitare are efect asupra proprietăților de fluaj ale superaliajelor cu bază Ni. Viteza de fluaj cea mai scăzută și durata maximă de a rezistenței la fluaj se obține pentru o temperatură de precipitare egală cu cea la care se realizează testul. Atunci când temperatura de precipitare se situează cu puțin sub limita de solubilitate a lui ’, crește viteza de fluaj și durata până la rupere scade, dar crește alungirea. Prin combinarea efectelor opuse ale precipitării la temperatură înaltă și scăzută este posibil obținerea unor caracteristici superioare ale comportării la fluaj față de cele obținute printr-un tratament simplu de precipitare. Astfel a apărut necesitatea unui tratament termic în trei etape.

Retratarea

În timpul expoatării,în superaliajele cu bază Ni se pot produce modificări structurale negative asupra caractersiticilor mecanice. Astfel pot fi afectate rezistența la fluaj, rezistența și ductibilitatea materialului. Aceste caracteristici pot fi restabilite printr-o retratare complexă, în cazurle în care nu s-au produs modificări reversibile. Această metodă s-a dovedit eficace, de exemplu în cazul paletelor de turbină,care au funcționat mai multe mii de ore. Efectele termice ale retratării, cum ar fi mici creșteri ale granulației, s-au dovit neglijabile. De asemenea, se înlătură astfel tensiunile produse de precipitarea carburilor. Tratamentul termic este dependent de tipul aliajului și în cazul în care compoziția chimică a acestuia suferă modificări, acestea trebuie luate în considerație la stabilirea parametrilor de tratament.

În cazul aliajului de tip INCO 713, faza durificatoare ’ precipită la solidificare și nu în timpul unor tratamente ulterioare. Touși, prin tratamente de punere în soluție, se pot modifica atât mărimea și distribuția lui ’ precipitat,cât și morologia carburilor. Aceste modificări după punere în soluție trebuie să se reflecte în caracteristicile mecanice ulterioare ducând la îmbunătățirea comportării la fluaj a materialului și diminuând posibilitatea producerii unor transformări structurale defavorabile, în timpul exploatării.

În cazul aliajelor turnate (INCO 713), la care precipitarea lui ’ se produce la răcirea după turnare, un tratament ulterior la temperaturi înlte poate să nu dizolve pe ’ mai grosolan, dar poate duce la precipitarea unei noi generații de ’ foarte fin.

Este de așteptat ca această structură cu ’ precipitat după turnare și parțial după punere în soluție să influențeze pozitiv rezistența generală a superaliajului pe două căi:

’ mai grosolan este mai greu traversat de dislocații datorită dimensiunii mai mari a precipitatului;

cea de-a doua generație de ’, fin, precipitat la răcirea după tratament, duce la temperatură ridicată.

CAPITOLUL III

ANALIZA CHIMICĂ A MATERIALULUI STUDIAT

Materialul studiat ales a fost superaliajului bază Ni, INCO 713, din care s-au studiat șarje cu diferite compoziții chimice. Analiza chimică s-a efectuat prin metoda spectroscopiei cu emisie optică, utilizând spectrometrul ARL 3560. Compoziția chimică impusă conform normei de material este dată în tabelul 3.1.

Tabelul 3.1.Compoziția chimică standard

Rezultatele analizei chimice obținute pe șarjele studiate este redată în tabelul de mai jos cu rezultatele de analiză chimică. S-a urmărit o variație a raportului Al/Ti în limitele cât mai mari, prezentate în tabelul 3.2.

Tabelul 3.2.Variația raportului Al/Ti pentru cele opt șarje.

Concomitent, a fost variat și conținutul de Nb, C, Al și Ti din aliaj, ținând cont de faptul că aceste elemente sunt emnificative în ceea ce privește formarea fazelor durificatoare din superaliajele bază Ni.

3.1. STUDIUL MICROSTRUCTURII MATERIALULUI PRIN MICROSCOPIE OPTICĂ ȘI ELECTRONICĂ

3.1.1. Studiul microstructurii materialului prin microscopie optica

S-a urmărit evidențierea microstructurii și a modificărilor care se produc la nivelul ei, ca urmare a aplicării unor tratamente termice,funcție de o compoziție stabilă. Temperaturile de tratament termic alese sunt următoarele: 10500C/2h/aer; 11000C/2h/aer; 11500C/2h/aer; 12000C/2h/aer.

Pregătirea probelor s-a făcut conform tehniciilor cunoscute și folosite în metalografie. Ca mediu chimic de atac, în vederea evidențierii microstructurii, a fost folosit reactivul Marble. Evidențieri semnificative ale unor transformări la nivelul structurii, au apărut în cazul materialului în stare brut turnat, tratat la 11000C, 11500C, 12000C.

Fig. 3.1.1. Carburi de tip MC în stare bifazică – ’ (x1260)

În stare brut turnat este evidențiată prezența carburilor primare de tip MC (fig. 3.1) în matricea bifazică – ’. Așa după cum se poate observa, carburile sunt dispuse în rețea, având forme alungite, insulare etc., faza ’ având forme diferite (cubică, alungită). Tratat la 11000C, microstructura materialului suferă un proces de transformare, în sensul evidențierii fazelor – ’ și a dizolvării lanțului de carburi (fig.3.2).

Fig. 3.1.2. Precipitarea uniformă a fazei ’ carburi de tip MC (x1260)

Fig.3.1.3. carburi primare de tip MC, carburi M23C6 dispuse la limita de grăunte în matricea – ’ (x1260)

Tratat la 11500C, microstructura materialului evidențieayă modificări față de starea anterioară (11000C). Se observă o precipitare uniformă a fayei ’,carburi primare de tip MC și apariția la limita de grăunte, a carburilor de tip M23C6; de dimensiuni micronice (cca. 1 – 2m), aspect prezentat în fig. 3.3.

Tratamentul la 12000C conduce la o ,,rafinare” a microstructurii materialului, așa cum este prezentat în fig. 3.4

Fig.3.1.4. Carburi de tip MC și M23C6 dispuse intra și intergranular, într-o matrice bifazică – ’ (x1260)

La această temperatură, se observă o uniformitate accentuată a fazei ’. Procesul de dizolvare al carburilor este evident, concomitent cu precipitarea carburilor M23C6 la limita de grăunte.

3.1.2.Studiul microstructurii materialului prin microscopie

electronică de baleiaj

Pentru studiul prin microscopie electronică probele au fost pregătite ca și pentru microscopia optică. Ceea ce diferă față de metoda optică, este practicarea unui atac chimic profund, în vederea realizării reliefului ca urmare a delimitării fazelor și constituenților microstructurali. Studiul celor opt șarje a condus la obținerea următoarelor rezultate.

3.1.2.1. Șarjele 1 și 2

Aceste șarje sunt tratate împreună, deoarece prezintă caracteristici microstructurale identice. În stare brut turnat, structura constă dintr-o matrice – ’ carburi primare de tip MC și insule de fază ’ segreagată eutectic ’E (fig.3.2.1). Precipitarea de fază ’ au morfologie neregulată (cubic, triunghiulară, alungită), cu dimensiunea medie de aproximativ 0,5 m.

Fig.1. Stare brut turnat: matrice – ’, carburi primare și insule de fază ’E (x1000)

Fig. 2. Pus în soluție la 10500C: matrice – ’ și carburi (x3000) + ’E

Punerea în soluție la 10500C modifică numai morfologia precipitatelor de fază ’ (fig.2) aceasta devenind mai regulate, cu tendința spre forma cubică. Dimensiunea medie a precipitatelor este de aproximativ 0,6 m.

Fig..3 Pus în soluție la 11000C: a doua generație de fază ’ în jurul carburilor primare (x5450)

Punerea în soluție la 11000C conduce la disparația insulelor de fază ’E și la precipitarea unei a doua generații de fază ’.

Fig. 4. Pus în soluția la 11000C: coexistența celor două generații (x10900)

A doua generație de fază ’ apare fie individualizată în zona din jurul carburilor primare (fig.3), fie coexistă cu prima generație, în matricea – ’ (fig.4). Dimensiunile precipitatelor de fază ’ sunt: prima generație – 0,6 m; a doua generație – sub 0,1m.

Fig. 5. Pus în soluție la 11500C: faza ’ cu morfologie cubică regulată (x11400).

Fig. 6. Pus în soluție la 12000C: faza ’ cu morfologie cubică regulată (x20800).

Punerea în soluție de la 11500C conduce de asemenea la dispariția insulelorde ’E, precum și la uniformizarea completă a precipitatelor de fază ’, cu morfologie cubică și dimensiunea de aproximativ 0,16 m (fig.5).

După punerea în soluție la 12000C finisarea structurii este superioară, precipitatele de fază ’ fiind cubice, cu dimensiunea medie de 0,1 m (fig. 6).

3.1.2.2. Șarja 3

În stare brut turnat, microstructura constă din matrice – ’, rare insule de fază ’E și puține carburi primare. Precipitatele de fază ’ au morfologie cubică regulată, cu dimensiunea de 0,4m (fig.7).

Fig.7. Stare brut turnat – precipitate cubice regulate de fază ’ (x10000).

Punerea în soluție la 10500C nu modifică semnificativ aspectele structurale descrise pentru starea brut turnat (fig.8).

Punerea în soluție la 11000C conduce la precipitarea fazei ’ cu o morfologie total neregulată (fig.9), cu dimensiunea medie de 0,6 m. Insulele de fază ’E și carburile nu sunt afectate.

Punerea în soluție la 11500C readuce precipitatele de fază ’ la morfologie cubică regulată, cu dimensiunea medie de 0,14 m (fig.10).

După punerea în soluție la 12000C, carburile sunt și mai rare, insulele de fază ’E dispar iar precipitatele de fază ’ au morfologie cubică, cu o tendință de creștere față de temperatura anterioară (0,2m)(fig.11).

Fig.8 Pus în soluție la 10500C – matrice – ’ uniformă și insulele de ’E (x3000)

Fig.9. Pus în soluție la 11000C – insulele de fază ’E și precipitatele neregulate de fază ’ (x3380).

Fig.10 Pus în soluție la 11500C – precipitate fine și cubic regulate de fază ’ (x21800)

Fig.11. Pus în soluție la 12000C – faza ’ cu morfologia cubică (x10900)

3 .1.2.3. Șarja4

Microstructura materialului din această șarjă, în toate cele trei stări, constă din soluție solidă pe bază de Ni, carburi primare grosolane, în rețea și carburi fine intergarnulare (fig12). Singura influență a punerilor în soluție aplicate este dizolvarea parțială a rețelei de carburi, mai accentuată cu creșterea temperaturii (fig13).

Fig.12 Matricea , carburi primare grosolane în rețea și precipitări fine de carburi secundare, intragranulare (x680).

Fig.13 Dizolvarea parțială a carburilor primare în rețea după punerea în soluție (x655).

3.1.2.4. Șarja5

În stare brut turnat (fig. 14) microstructura materialului constă din matrice – ’, cu segregări eutectice, aproximativ în rețea, de carburi primare. Precipitatele de fază ’ au tendința de ordonare, morfologie cubică și dimensiunea medie de 0,5 m.

Fig.14. Stare brut turnat – matrice – ’ și carburi primare segregate eutectic, cu dispunere în rețea (x424)

Punerea în soluție la 10500C nu modifică semnificativ microstructura materialului. Precipitatele de fază ’ au morfologie cubică și dimensiunea medie de 0,4m (fig. 15).

Punerea în soluție de la 11000C produce dizolvarea parțială a carburilor primare (fig. 16) și precipitarea mult mai fină a fazei ’, cubică, cu dimensiunea medie de 0,15m.

Punerile în soluție de la 11500C și la 12000C duc la dizolvarea și mai puternică a carburilor primare dispuse în rețea (până la globulizarea acestora), iar precipitatele de fază ’ devin din ce în ce mai fine, cu dimensiunea medie sub 0,1m.

Fig.15 Pus în soluție la 10500C – precipitate cubice de fază ’ (x10000)

Fig.16 Pus în soluție la 11000C – dizolvarea parțială a carburilor primare; matrice – ’ (x341)

3.1.2.5.Șarja 6

În stare brut turnat, materialul prezintă o structură ce constă din matrice – ’ și carburi primare grosolane, uneori cu morfologie lamelară, dispuse în rețea (fig. 17).

Fig. 17 Starea brut turnat – matrice – ’ și carburi primare grosolane, lamelare, dispuse în rețea (x10000).

Fig.18 Pus în soluție la 10500C – matrice – ’ și carburi primare grosolane(x3000).

Punerea în soluție la 10500C nu mofică semnificativ structura materialului. Precipitatele cubice de fază ’ au dimensiunea de 0,3 – 0,6m (fig. 18).

Fig. 19 Pus în soluție la 11000C – dizolvarea și globulizarea parțială a carburilor primare (x287).

Fig.20 Pus în soluție la 12000C – precipitate cubice de fază ’ (x18300).

Punerile în soluție la 11000C, 11500C și 12000C conduc la dizolvarea și globulizarea parțială a carburilor primare, care rămân în continuare dispuse în rețea (fig. 19). Dimensiunea precipitatelor cubice de fază G’ scade cu creșterea temperaturii de tratament termic, ajungând la aproximativ 0,1 m în urma punerii în soluție la 12000C (fig 20).

3.1.2.6. Șarja 7

În stare brut turnat, microstructura materialului constă din matrice – ’ și carburi primare cu morfologie atât lamelară cât și globulizată (fig.21). Precipitatele cubice de fază ’ au dimensiunea medie de 0,3 m.

Fig. 21 Stare brut turnat – matrice – ’ și carburi primare (x3000).

Punerea în soluție de la 10500C nu modifcă semnificativ morfologia și dispunerea carburilor primare și duce la o crețtere a precipitatelor de fază ’ (0,3 – 0,6 m).

Punerea în soluție de la 11000C nu modifică morfologia grosolană, alungită a carburilor primare (fig.22), dar conduce la precipitarea unei a doua generații de fază ’ (mai fină) și a carburilor secundare, în spațiul liber de fază ’ din jurul carburilor primare (fig. 23).

Fig. 22 Pus în soluție la 11000C – carburi grosolane alungite (x1360)

Fig. 23 pus în soluție la 11000C – două generații de fază ’ cubic și carburi secundare (x5450)

După punerea în soluție la 11500C morfologia carburilor se modifică, după cum se evidențiează imaginea din fig. 24. Se observă o ușoară tendință de globulizare a acestora. Precipitatele cubice de fază ’ au dimensiunea de 0,15m.

Fig.24 Pus în soluție la 11500C – globulizarea parțială a carburilor primare (680)

Fig. 25 Pus în soluție la 12000C – precipitate cubice de fază ’ (x21800)

Punerea în soluție de la 12000C produce o globulizare suplimentară a carburilor primare, iar precipitatele cubice de fază ’ ramân aproximativ neschimbate (fig. 25).

3.1.2.7.Șarja 8

În stare brut turnat după punerea în soluție de la 10500C, microstructura materialului constă din matricea – ’ și insule de fază ’E. Carburile primare sunt foarte rare. Precipitatele de fază ’ au morfologie cubică regulată și dimensiunea medie de 0,4 m (fig. 26).

Fig. 26 Stare brut turnat – precipitate cubice de fază ’ (x10000)

Fig. 27 Pus în soluție la 11000C – cele două generații de fază ’ (x4780)

Punerea în soluție la 11000C produce precipitarea unei a doua generații de fază ’, mai fină, atât individualizată, în jurul insulelor de ’E, cât și coexistând cu prima generație de fază ’ (fig. 27). Punerea în soluție la 11500C și 12000C conduc la precipitarea unei singure generații de fază ’ cubică, cu dimensiunea de 0,15 m și respectiv 0,1m (fig. 28 și 29).

Fig 28 Pus în soluție la 11500C – precipitate cubice de fază ’ (x18300).

Fig. 29 Pus în soluție la 12000C – precipitate cubice de fază ’ (x19200)

CONCLUZII

În afara unei prezentări succinte a superaliajelor bază Ni și a tratamentelor la care pot fi supuse, lucrarea a urmărit în final, studiul evoluției microstructurii lor evidențiinde transformările pe care le suferă faza ’ și celelalte formațiuni microstructurale în stare solidă.

Concomitent, s-a urmărit și o evaluare calitativă a repartiției elementelor de aliere la nivelul constituenților microstructurali ce apar ca urmare a tratamentului termic la care au fost supuse probele.

Din cele patru temperaturi alese pentru tratamentul termic (10500C, 11000C, 11500C și 12000C), s-au putut observa modificări ale fazei ’ și în general ale microstructurii, la temperaturile 11000C și 12000C, în sensul evoluției către o structură în care precipitatul intermetalic ’ devine din ce în ce mai fin. La probele provenite din șarjele 1 (de referință) 2,7, și 8 se constată apariția unei a doua generații de fază ’ caracterizată prin dimensiuni mult mai fine. Acest precipitat a fost pus în evidență la temperaturi de punere în soluție peste 11000C și coexistă cu ’ inițial până la 12000C. Diferențele dimensionale dintre cele două generații, se micșorează pe măsură ce temperatura de punere în soluție crește.

Odată cu creșterea temperaturii de punere în soluție, se remarcă o diminuare considerabilă a densității insulelor de fază ’E în unele cazuri, până la completa lor disparație. Diminuarea densității insulelor de fază ’E, până la dispariția lor, poate fi una din cauzele apariției celei de-a doua generații de fază ’.

Dintre elementele care contribuie la formarea fazei ’, care sunt folosite în mod obișnuit la durificarea superaliajelor, rolul determinant îl joacă Al. Lipsa acestuia din compoziția șarjei 4, a dus la obținerea unui material cu o structură și carburi în care nu s-au format precipitate intermetalice de fază ’ în urma nici unuia din tratamentele termice la care materialul a fost supus.

Alte elemente chimice care au rol important în formarea fazei ’ sunt Nb și Ti. S-a constatat că lipsa acestora din compoziția chimică a materialului, nu are același efect nefavorabil asupra comportării superaliajului (atât șarja 5 fără Nb cât și șarja 6 fără Ti).

Odată cu evaluarea transformărilor fazei ’ la încălzire, trebuiesc luate în considerație, rolul și modificările pe care le suferă carburile, în funcție de temperatura de trartamnet termic.

În general, pentru toate șarjele analizate, morfologia carburilor se schimbă odată cu creșterea temperaturii de tratament termic.

Dacă înstare brut turnat, acestea sunt grosiere, uneori dispuse în rețea (funcție de conținutul de C al șarjei), pe măsură ce temperatura de tratament crește se observă o dizolvare a carburilor primare și precipitarea carburilor secundare.

Formarea unor carburi fine (2 – 3 m în diametru) dispuse pe limita de grăunte, îmbunătățește, așa cum este arătat și în literatura de specialitate, comportamentul superaliajelor bază Ni în exploatare.

BIBLOGRAFIE

C. T. Sims, W. C. Hagel – “Superaliaje” Londra

G.P. Sabol, R. Stickler – “Microstructura superalaiajelor

cu bază Ni” 1969

A. Popa – “Mecanismul și cinetica transformărilor de fază în

aliajele bază Ni” 1980

M. J. Donache Jr. – “Introducere în superaliaje” Hartford, 1979

Chester T. Sims, Wiliam C. Hagel, The Superalloy, John Wiley & Sons, New York. London. Sydney. Toronto.

Prof. dr. Hornbogen, Cauzele rezistenței mari la temperaturi ridicate a superaliajelor, Metalurgie, 1982.

E. W. Ross, J. Met., 12 – 14, 1967.

L. Pauling, Phys. Rev. 54, 1968

G. Melchior, Vacuum – Tech. 18, 1968

H. H. Kellogg, Trans. AIME 236, 1967

Von Ardenne, Melting and Casting of Alloys With an EB Furnace, Umschau Wissenschaft und Technik, 1960

Tripsa I., Pumnea C., Retopirea și rafinarea oțelurilor, Ed. Techincă, București, 1984