www.materialing.com
Vol./Roč.: 3
2010
MATERIALS ENGINEER
MATERIÁLOVÝ INŽINIER
Elektronická publikácia – Electronic publication ISSN 1337-8953
Vydavateľ / Publisher: Peter Oslanec – ENTOS.
Vychádza pravidelne raz ročne – Published per annum
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, pp. 1-6.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
METALURGICKÁ PRÍPRAVA INTERMETALICKÝCH ZLIATIN Ti-Al-Ta časť 1
K. Frkáňová
Slovenská technická univerzita v Bratislave, Materiálovotechnologická fakulta v Trnave
Paulínska 16, 917 24 Trnava, Externá vzdelávacia inštitúcia Ústav materiálov a mechaniky
strojov, Slovenská akadémia vied, Račianska 75, 831 02 Bratislava 3
[email protected]
Abstrakt
V predloženej práci sme študovali proces výroby intermetalickej zliatiny Ti-46Al-8Ta (at.%)
plazmovým tavením. Dvojstupňová metalurgická príprava intermetalickej zliatiny pozostávala z
indukčného tavenia predzliatiny s chemickým zložením Al-14Ta (at.%) a jej následného
dvojnásobného plazmového tavenia spolu s čistým Ti. Mikroštruktúra binárnej predzliatiny bola
tvorená dendritmi intermetalickej fázy Al3Ta a medzidendritickým priestorom, ktorý obsahoval tuhý
roztok na báze Al. Zvyšovanie času stabilizácie binárnej taveniny Al-Ta počas indukčného tavenia
malo za následok zjemnenie mikroštrukúry a zvýšenie tvrdosti podľa Vickersa. Chemické zloženie
ingotov intermetalickej zliatiny Ti-Al-Ta bolo homogénne po dvojnásobnom plazmovom tavení a ich
mikroštruktúra pozostávala z rovnoosých lamelárnych zŕn tvorených fázami γ(TiAl) a α2(Ti3Al).
1 Úvod
Intermetalické zliatiny na báze TiAl sú
perspektívne materiály pre vysokoteplotné
aplikácie. Vďaka ich unikátnym vlastnostiam
ako sú nízka merná hmotnosť, vysoká pevnosť
pri izbových teplotách, dobrá lomová
húževnatosť, vysoká creepová pevnosť a dobrá
odolnosť voči oxidácii sa tieto zliatiny
využívajú najmä v leteckom a automobilovom
priemysle na výrobu lopatiek vysokotlakových
kompresorov leteckých motorov, turbín,
ventilov a turbodúchadiel. Zámerom použitia
TiAl v týchto aplikáciách je nahradiť ťažšie
niklové superzliatiny v určitom rozsahu
napätia a teploty [1-3].
Zliatiny na báze TiAl patria do skupiny
materiálov s obsahom Al od 35 do 49 at. %.
Štruktúra týchto zliatin je tvorená fázami
α2(Ti3Al) s hexagonálnou štruktúrou DO19
a γ(TiAl) s tetragonálnou štruktúrou L10 [1,
4]. V závislosti na chemickom zložení a tepelnom spracovaní môžu tieto zliatiny vytvárať
čisto lamelárnu, takmer lamelárnu, duplexnú
alebo takmer γ štruktúru. Plne lamelárna alebo
takmer lamelárna štruktúra je tvorená lamelami
fáz γ a α2 [5].
Chemické zloženie intermetalických zliatin
na báze TiAl sa spravidla pohybuje v rozmedzí
Ti-(45-49)Al-(0-2)(Cr, Mn, V)-(0.5-5)(Nb, W,
Mo)-(0-1) (Si, B,C) (at.%) [1]. Úlohou tretieho
legujúceho prvku je okrem zvýšenia pevnosti
a odolnosti voči oxidácií (Nb, Ta) aj zvýšenie
ťažnosti (V, Cr, Mn) a creepovej pevnosti (W,
C) [6].
Príprava a spracovanie intermetalických
zliatin na báze TiAl je veľmi náročné.
Dôvodom je vysoká reaktivita titánu a jeho
zliatin, ktorá vyžaduje ochranu taveniny pred
oxidáciou a tiež použitie špeciálnych keramických materiálov na kelímky a formy na
odliatky [2, 7]. Jednou z možností prípravy je
ich tavenie a odlievanie použitím oblúkových,
plazmových alebo indukčných pecí [2].
Medzi často používané spôsoby výroby
týchto zliatin patrí technológia plazmového
tavenia, ktorá umožňuje dosiahnuť vysoké
koncentrácie tepelnej energie a tavenie materiálov v kovových kryštalizátoroch. Výhoda
tavenia vysokoreaktívnych materiálov v plazmovej peci oproti oblúkovým peciam spočíva
v zabránení znečistenia taveného materiálu
z používaných elektród. Ďaľšou výhodou napr.
oproti vákuovým peciam je tavenie v inertnom
plyne, čím sa vplyvom tlaku znižuje odparovanie kovu. Využitie plazmovej pece s
vodou chladeným medeným kryštalizátorom
tak umožňuje prípravu kovov najvyššej čistoty.
Výhodou tohto procesu je získanie veľmi
vysokej teploty, možnosť riadenia parametrov
tepelného zdroja a ovplyvňovanie atmosféry
vo vnútri pece [7].
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
-1-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, pp. 1-6.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
2 Experiment
Na
prípravu
zliatiny s chemickým
zložením Ti-46Al-8Ta (at.%) sme použili
vstupné suroviny, ktoré pozostávali z Ti
(čistota 99,39%) vo forme huby, Al (čistota
99,22%) vo forme kúskov a Ta (čistota
99,99%) vo forme triesok, ako je ukázané na
Obr. 1.
(Obr. 2), čím sme získali predzliatinu s
teplotou tavenia len ~ 1527 °C, ktorá je
výrazne nižšia ako teplota tavenia čistého Ta.
Tavenie prebiehalo vo vákuu (5 Pa)
v indukčnej peci DEGUSSA (Obr. 3). Vsádzku
sme vložili do keramického kelímka na báze
Al2O3. Výkon pece sme počas 20 min tavenia
postupne zvyšovali z 1,5 kW na 10 kW. V čase
keď sa začal odparovať Al, bola pec napustená
Ar na podtlak 30-35 kPa. Po roztavení celej
vsádzky sme taveninu odliali do medenej
kokily.
Obr. 1 Vstupné materiály.
Vzorky na mikroštruktúrne analýzy sme
vyrobili elektroiskrovým rezaním ingotov
v troch rôznych oblastiach (v strede, v hornej a
dolnej časti ingotu). Metalografické výbrusy
vzoriek pre svetelnú mikroskopiu sme chemicky leptali v roztoku: 150 ml H2O, 25 ml
HNO3 a 10 ml HF.
Na mikroštrukrúrne analýzy sme použili
svetelný mikroskop (SM) a energiovodisperznú spektroskopiu (EDS).
Vzdialenosť sekundárnych vetiev dendritov sme merali pomocou programu na obrazovú analýzu SigmaScan Pro 5. Namerané výsledky sme štatisticky spracovali pomocou
programu SigmaPlot 9.
Tvrdosť podľa Vickersa sme merali
v troch rôznych oblastiach ingotov pri zaťažení
98 N. Pre minimalizáciu chyby sme meranie
tvrdosti na každom povrchu opakovali minimálne 30 krát.
2.1 Indukčné tavenie Al-Ta
V dôsledku vysokej teploty tavenia čistého
Ta (2997 °C) sme ako prvý stupeň metalurgickej prípravy použili indukčné tavenie
predzliatiny s chemickým zložením Al-14Ta
(at.%). Toto chemické zloženie sme vybrali na
základe binárneho fázového diagramu Al-Ta
Obr. 2 Binárny diagram Al-Ta [8].
Obr. 3 Indukčná pec Degussa.
Týmto spôsobom sme pripravili 5 ingotov
s rôznym časom stabilizácie taveniny od 60 do
270 s.
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
-2-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, pp. 1-6.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
2.2 Plazmové tavenie Ti-Al-Ta
Druhý stupeň metalurgickej prípravy
zliatiny pozostával z dvojnásobného plazmového tavenia binárnych systémov pripravených
indukčným tavením spolu s Ti hubou v plazmovej peci s horizontálnym kryštalizátorom
(Obr. 4).
3 Výsledky a diskusia
3.1 Analýza predzliatiny Al-Ta pripravenej
indukčným tavením
Typická makroštruktúra ingotu z predzliatiny Al-Ta po indukčnom tavení je ukázaná
na Obr. 6. Týmto spôsobom sme pripravili
ingoty s dĺžkou 90 mm a hmotnosťou 441 g.
Obr. 6 Ingot Al-Ta po indukčnom tavení a čase
stabilizácie t = 110 s.
Obr. 4 Plazmová pec s horizontálnym kryštalizátorom.
Predzliatinu Al-Ta sme spolu s Ti hubou
vložili do kryštalizátora, ktorý sa pohyboval
v smere osi x rýchlosťou v = 170 cm/hod.
Zdrojom tepla v plazmovej peci bol
plazmový horák (Obr. 5), ktorým je plazma
privádzaná po celej dĺžke kryštalizátora.
Výkon pece sa počas tavenia pohyboval
v rozpätí 29 až 68 kW, čím sa zabezpečila
maximálna teplota taveniny ~ 1650°C [9].
Pomocou plošnej EDS analýzy sme určili
chemické zloženie ingotov predzliatiny Al-Ta
po rôznych časoch stabilizácie taveniny. Ako
je vidieť z Obr. 7, chemické zloženie jednotlivých ingotov sa v závislosti na čase stabilizácie výrazne nemenilo, pričom obsah Al sa
pohyboval v rozsahu (81,4 ± 2,3) at.%, Ta
(14,1 ± 1,3) at. % a O (4,3 ± 1,1) at.%. Avšak
v dôsledku vyparovania Al počas tavenia sa
znížil jeho obsah v ingotoch po indukčnom
tavení oproti naváženému množstvu z 86 at.%
vo vsádzke na (81,4 ± 2,3) at.% [10].
Obr. 5 Horák plazmovej pece.
Obr. 7 Priemerné chemické zloženie
predzliatiny Al-Ta po indukčnom tavení.
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
-3-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, pp. 1-6.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
Obr. 8 znázorňuje typickú dendritickú
mikroštruktúru ingotov pripravených indukčným tavením a čase stabilizácie taveniny t =
60 s (Obr. 8a) a t = 270 s (Obr. 8b).
zvyšujúcou sa rýchlosťou ochladzovania vɺ
podľa vzťahu [12]
λ2 = Kvɺ n
(1)
kde K je materiálová konštanta a n je exponent
rýchlosti ochladzovania. Rýchlosť ochladzovania je definovaná ako [13]
(2)
νɺ = VGL
kde GL je teplotný gradient v tavenine na
rozhraní tuhá fáza-tavenina a V je rýchlosť
odlievania. Zjemňovanie dendritickej štruktúry
teda súvisí so zvyšovaním rýchlosti ochladzovania, ktorá závisí od teploty prehriatia taveniny.
3.1.1 Vplyv času stabilizácie na tvrdosť
binárnej predzliatiny
Obr. 9 znázorňuje grafickú závislosť tvrdosti podľa Vickersa v troch rôznych častiach
ingotu. Ako je vidieť z grafu, tvrdosť HV
výrazne stúpa so zvyšujúcim sa časom stabilizácie taveniny t.
Obr. 8 Mikroštruktúra ingotov Al-Ta
pripravených indukčným tavením a čase
stabilizácie taveniny: (a) t = 60 s,(b) t = 270 s.
Na základe EDS analýzy, dendrity sú
tvorené 71,37 at.% Al a 28,63 at.%. Ta, čo
podľa binárneho diagramu Al-Ta predstavuje
intermetalickú fázu Al3Ta. Medzidendritický
priestor je tvorený 98,11 at.% Al, ktorý je vo
forme tuhého roztoku α(Al) [10].
Ako je vidieť z mikroštrukrúrnej analýzy,
zvyšujúci sa čas stabilizácie taveniny t mal za
následok zjemňovanie dendritickej štruktúry,
a tým aj znižovanie vzdialeností sekundárnych
vetiev dendritov λ2. Meraním λ2 sme zistili, že
so zvyšujúcim sa časom stabilizácie klesala
priemerná hodnota λ2 z (11,2 ± 0,3) µm pri
t = 60 s na (7,8 ± 0,3) µm pri t = 270 s.
Lapin a Gabalcová [11] v systémoch
Ti-Al-Nb a Ti-Al-Ta pripravených usmernenou
kryštalizáciou potvrdili, že λ2 klesá so
Obr. 9 Vplyv stabilizácie taveniny na tvrdosť
predzliatiny Al-Ta.
Keďže obsah kyslíka sa vo všetkých vzorkách po indukčnom tavení so zmenou parametrov tavenia relatívne nemení (Obr. 7),
stúpanie tvrdosti z HV = 65 pri t = 60 s na
HV = 78 pri t = 270 s je pravdepodobne
zapríčinené zjemnením dedritickej štruktúry z
dôvodu zvýšenia rýchlosti ochladzovania počas kryštalizácie. Ako ukázal vo svojich
prácach Lapin a kol. [14], zvyšovanie tvrdosti
v zliatinách na báze TiAl výrazne závisí
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
-4-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, pp. 1-6.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
na zvyšovaní rýchlosti ochladzovania vɺ počas
kryštalizácie.
Nakoľko pri dlhých časoch stabilizácie
taveniny je veľmi ťažké udržať počas indukčného tavenia konštantnú teplotu taveniny,
domnievame sa, že zvýšenie tvrdosti, a tým aj
klesanie vzdialenosti sekundárnych vetiev dendritov je zapríčinené zvýšením teploty prehriatia taveniny, a tým aj zvýšením rýchlosti ochladzovania počas odlievania.
3.2 Analýza zliatiny Ti-Al-Ta pripravenej
plazmovým tavením
Na Obr. 11 je znázornený typický ingot
Ti-Al-Ta pripravený dvojnásobným plazmovým tavením v horizontálnom kryštalizátore
počas 20 min. Hmotnosť ingotu bola približne
1300 g.
Ako je ukázané na Obr. 10, mikroštruktúra
v celom priereze ingotu je tvorená rovnoosými
lamelárnymi zrnami tvorenými lamelami fáz α2
a γ.
Plošnou EDS analýzou sme určili chemické zloženie ingotu, ktoré bolo tvorené 44,52
at.% Ti, 45,97 at.% Al, 8,86 at.% Ta a 0,65
at.% O [10].
Mikroštruktúrnou a EDS analýzou sme
zistili, že takýmto metalurgickým postupom je
možné pripraviť ingot s požadovaným
chemickým zložením s homogénnou štruktúrou v celom objeme ingotu. Obsah kyslíka
však výrazne prekračoval dovolený maximálny
technický limit 0,3 at.%. Ako hlavný zdroj
kontaminácie kyslíkom sa ukázalo indukčné
tavenie binárnych zliatin Al-Ta v keramických
kelímkoch na báze Al2O3.
Obr. 10 Typická mikroštruktúra ingotu
Ti-Al-Ta pripraveného dvojnásobným plazmovým tavením počas 15 min.
Obr. 11 Ingot zliatiny Ti-Al-Ta pripravený dvojnásobným plazmovým tavením.
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
-5-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, pp. 1-6.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
4 Záver
V práci sme sa zaoberali metalurgickou
prípravou zliatiny typu Ti-Al-Ta pomocou
plazmového tavenia v horizontálnom, vodou
chladenom kryštalizátore. Získané výsledky
možno zhrnúť nasledovne:
1. Dôležitou súčasťou prípravy zliatiny s
požadovaným chemickým zložením je rozpustenie ťažkotaviteľného Ta pomocou indukčného tavenia predzliatiny Al-Ta.
2. Mikroštruktúrnou analýzou binárneho
systému Al-Ta sme zistili, že so zvyšujúcim sa
časom stabilizácie taveniny vzrastala tvrdosť
predzliatiny a klesala vzdialenosť sekundárnych vetiev dendritov.
3. EDS analýzou sme zistili, že dendritická
štruktúra v systéme Al-Ta je tvorená intermetalickou fázou Al3Ta a medzidendritický priestor
je tvorený tuhým roztokom α(Al).
4. Dvojnásobným plazmovým tavením
predzliatiny Al-Ta s čistým Ti sme pripravili
ingoty intermetalickej zliatiny Ti-Al-Ta s
technicky prijateľnou variáciou hlavných legujúcich prvkov, v ktorých obsah kyslíka prevyšoval povolený maximálny limit. Mikroštruktúra ingotov pozostávala z rovnoosých zŕn,
ktoré boli tvorené lamelami fáz α2(Ti3Al)
a γ(TiAl).
Poďakovanie
Autorka príspevku ďakuje Agentúre na
podporu výskumu a vývoja za finančnú podporu v rámci projektu APVV-0009-07.
Použitá literatúra
[1]
[2]
[3]
[4]
APPEL, F. – OEHRING, M. – WAGNER,
R.: Novel design concepts for gamma-base
titanium aluminide alloys, Intermetallics. 8,
2000, p. 1283-1312.
PORTER, W. J. – KIM, Y. W. – LI, K. –
ROSENBERGER, A. H. – DIMIDUK, D.
M.: In: K. J. Hemker et al. (Ed.), Structural
Intermetallics 2001. TMS, Warrendale, PA,
USA, 2001, p. 139-241.
APPEL, F. – WAGNER, R.: Microstructure
and deformation of two-phase y-titanium
aluminides, Mater. Sci. Eng. A 22, 1998, p.
187-268.
IMAYEV, R.M. – IMAYEV, V.M. OEHRING, M. – APPEL, F.: Alloy design
[5]
[6]
[7]
[8]
[9]
[10]
[11]
[12]
[13]
[14]
concepts for refined gamma titanium
aluminide based alloys, Intermetallics, 15,
2007, p. 451-460.
LAPIN,
J.
–
PELACHOVÁ,
T.:
Microstructural stability and microhardness
of a cast TiAl-based alloy for turbine blade
applications, Kovove Mater., 42, 2004, p.
143-155.
LAPIN, J.: TiAl-based alloys: present status
and future perspectives. In: 18th International
Conference on Metallurgy and Materials,
19-21.5. 2009, Hradec nad Moravicí, Czech
republic, METAL 2009, Conference
Proceeding, 2009, (CD ROM - Príspevok
v zborníku a prednesená vyžiadaná plenárna
prednáška).
DEBOVSKÝ, V.: Plazmová metalurgie,
Praha, SNTL, 1978.
WITUSIEWICZ, V.T. – BONDAR, A.A.
HECHT U. –
ZOLLINGER, J. –
PETYUKH, V.M. – FOMICHOV, O.S. –
S.:
VOBLIKOV,
V.M.
–
REXA
Experimental study and thermodynamic reassessment of the binary Al-Ta system,
Intermetallics, 18, 2010, p. 92-106.
LAPIN, J. – PELACHOVÁ, T. –
WITUSIEWICZ, V.T. – DOBROČKA, E.:
Effect of long-term ageing on microstructure
stability and lattice parameters of coexisting
phases in intermetallic Ti-46Al-8Ta alloy,
Intermetallics, In Press, Corrected Proof,
Available online 23 October 2010.
LAPIN, J. – FRKÁŇOVÁ, K. –
STANEKOVÁ, H. -GABALCOVÁ, Z. –
DEMIAN, S.: Effect of compaction of
elemental materials on plasma melted ingots
of intermetallic Ti-Al-Ta alloy, In
preparation.
LAPIN,
J.
–
GABALCOVÁ,
Z.:
Solidification behaviour of TiAl-based
alloys studied by directional solidification
technique, zaslané do Intermetallics, 2009.
FLEMINGS,
M.C.:
Solidification
Processing, McGraw-Hill, NY, USA, 1974.
DANTZIG, J.A. – RAPPAZ, M.:
Solidification. Taylor & Francis, London,
UK, 2009.
LAPIN, J. – GABALCOVÁ, Z. – BAJANA,
O. – DALOZ, D.: Effect of heat treatments
on the microstructure and mechanical
properties of a cast Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si0.3B alloy, Kovové Mater, 44, 2006, p. 297306.
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
-6-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 7-11.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová, H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
METALURGICKÁ PRÍPRAVA INTERMETALICKEJ ZLIATINY Ti-Al-Ta časť 2
K. Frkáňová, H. Staneková
Slovenská technická univerzita v Bratislave, Materiálovotechnologická fakulta v Trnave
Paulínska 16, 917 24 Trnava, Externá vzdelávacia inštitúcia Ústav materiálov a mechaniky
strojov, Slovenská akadémia vied, Račianska 75, 831 02 Bratislava 3
[email protected]
Abstrakt
V predloženej práci sme študovali proces výroby intermetalickej zliatiny Ti-46Al-8Ta (at.%) metódou
plazmého tavenia. Ako polotovar na plazmové tavenie boli použité vzorky vo forme tabliet pripravené
jednostranným lisovaním za studena pri použití lisovacích tlakov od 215 do 645 MPa. Určením
vplyvu parametrov lisovania na zvyškovú pórovitosť, pevnosť a chemickú homogenitu sme ako
vsádzku vybrali vzorky, ktoré dosahovali najväčšiu hodnotu hustoty, pevnosti a najmenšiu hodnotu
pórovitosti. Mikroštruktúra takto pripravených ingotov po dvojnásobnom plazmovom tavení sa
vyznačovala značnou pórovitosťou, bola však homogénna, tvorená rovnoosými lamelárnymi zrnami
tvorenými fázami γ(TiAl) a α2(Ti3Al).
1 Úvod
Zvyšujúce sa nároky na vlastnosti materiálov určených pre konštrukčné aplikácie pri
vysokých teplotách a napätiach si vyžadujú
vývoj nových typov materiálov. Základnými
požiadavkami na tieto materiály sú nízka
merná hmotnosť, vysoká medza pevnosti pri
tečení, odolnosť voči vysokoteplotnej korózii a
únave, mikroštruktúrna stabilita a potrebná
tvrdosť pri vysokých teplotách. Predpokladá
sa, že v teplotnom intervale 650 až 800 °C
intermetalické zliatiny na báze TiAl nahradia
v súčasnosti používané niklové superzliatiny,
ktoré sa vyznačujú podstatne vyššou mernou
hmotnosťou a nižšou špecifickou pevnosťou
[1-4]. Nesporne ďalšou výhodou zliatin na
báze TiAl je, že na výrobu komponentov
z týchto materiálov sú viac menej vhodné
bežne používané konvenčné výrobné procesy
ako je napr. tavenie ingotov, odlievanie, presné
liatie alebo mechanické obrábanie takmer
všetkými bežne používanými metódami [5].
Z metalurgického hľadiska je však nutné
riešiť problémy vyvolané pomerne vysokými
teplotami tavenia týchto zliatin, reakciami
oboch základných zložiek, tj. Ti a Al s použitou atmosférou, reakciami Ti s taviacimi keramickými kelímkami, prípadne keramickými
formami a vyparovaním jednotlivých zložiek
zliatiny, najmä Al v priebehu tavenia [6].
Medzi najpoužívanejšie technológie tavenia titánových zliatin patrí plazmové tavenie
(PAM), oblúkové tavenie (VAR) a tavenie pomocou elektrónového lúča (EBM) [7,8]. V súčasnosti najpoužívanejší spôsob komerčnej
prípravy zliatin na báze TiAl je oblúkové
tavenie [9]. Je to kontinuálne tavenie, pri
ktorom sa kov v peci taví za pomoci elektrického oblúka pod vákuom alebo ochrannou
atmosférou. Výhodou optimalizovaného procesu oblúkového tavenia je veľmi dobrá homogenita výsledného ingotu, malá strata Al
a ďalších ľahko sa vyparujúcich legujúcich
prvkov, avšak oproti taveniu v plazmovej peci
je možné v súčasnosti pomocou VAR technológie pripraviť ingoty s maximálnym priemerom do 300 mm [9]. Ďalšou veľkou
nevýhodou VAR technológie je problematická
výroba elektród požadovaných vlastností a ich
možná kontaminácia nečistotami v priebehu
výroby.
Technológia plazmového tavenia prebieha
pod ochrannou atmosférou Ar, čím sa vplyvom
tlaku znižuje odparovanie kovu a zabraňuje sa
znečisteniu taveného materiálu. Nespornou
výhodou tavenia v plazmovej peci je možnosť
tavenia vsádzky rôzneho charakteru a použitie
rôznych rýchlostí pretavovania, čím sa dokáže
pripraviť ingot s jemnozrnnou mikroštruktúrou.
V možnostiach širokého rozmedzia rýchlosti pretavovania a prehrievania kovu vo
vodou chladených kryštalizátoroch sú v
laboratórnych podmienkach plazmové pece
uprednostňované pred oblúkovými pecami
a pred tavením pomocou elektrónového lúča,
ktoré sú po konštrukčnej a prevádzkovej
stránke zložitejšie a drahšie [6-7,10].
Type/Typ: Reviewed scientific paper/ Recenzovaný odborný článok
-7-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 7-11.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová, H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
2 Experiment
Vplyv parametrov jednostranného lisovania za studena na zvyškovú pórovitosť,
pevnosť a chemickú homogenitu polotovarov
určených na tavenie v plazmovej peci sme
vykonali na vzorkách, ktoré sme pripravili z
východzích surovín: Ti (99,392 at.%), Ta
(99,227 at.%) a čistého Al (99,99 at.%). Titán
bol vo forme huby, tantal vo forme triesok
s maximálnymi rozmermi 1x2x0,3 mm a Al vo
forme kúskov s rozmermi 5x5x5 mm. Ako je
ukázané na Obr. 1, z navážených surovín sme
vyrobili valcové vzorky priemeru 34 mm
a výšky od 24 do 29 mm pri použití lisovacích
tlakov od 215 do 645 MPa počas 5 s.
Relatívnu hustotu vzoriek ρrel sme
vypočítali pomocou vzťahu
ρ rel =
m
(1)
V ρ teor
kde m je hmotnosť vzorky, V je objem vzorky
predstavuje
tabuľkovú
hodnotu
a ρteor
teoretickej hustoty zliatiny, pričom ρteor = 4,72
g/cm3 [11]. Hmotnosť jednotlivých vzoriek
sme vážili na laboratórnych digitálnych váhach
KERN.
Objem vzoriek sme počítali podľa všeobecného vzťahu
2
d 
V =π   h
2
(2)
kde d je priemer a h je výška vzorky.
Pre minimalizáciu chyby sme hmotnosť
a rozmery každej zlisovanej vzorky zmerali
minimálne 10 krát.
Pevnosť jednotlivých vzoriek sme určili na
základe tlakových skúšok, ktoré sme vykonali
pri izbovej teplote na počítačom riadenom
univerzálnom skúšobnom stroji ZWICK pri
konštantnej rýchlosti pohybe priečnika 1
mm/min v smere kolmom na os valčekov.
Obr. 1 Vzorky pre tavenie v plazmovej peci.
Vzorky sme tavili v plazmovej peci
s horizontálnym kryštalizátorom, ktorý sa
pohyboval v smere osi x rýchlosťou
v = 170 cm/h a maximálna teplota taveniny
bola ~ 1650°C. Výkon pece sa počas tavenia
pohyboval v rozpätí 29 až 68 kW a na ochranu
taveniny sme použili dynamickú argónovú
atmosféru.
Na Obr. 2 je ukázaná schéma plazmovej
pece s horizontálnym kryštalizátorom. Pec
pracuje na princípe ionizácie plynu, kde sa v
plazmovom horáku (katóde) molekuly
privádzaného inertného plynu (argónu)
ionizujú a pri styku s kovom sa opäť zlučujú.
Proces zlučovania je sprevádzaný značným
vývinom tepla, ktorý sa odovzdáva taviacemu
kovu. Anódou oblúka je tavená vsádzka [10].
Obr. 2 Schéma plazmovej pece s horizontálnym kryštalizátorom [10].
Type/Typ: Reviewed scientific paper/ Recenzovaný odborný článok
-8-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 7-11.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová, H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
Na mikroštruktúrnu analýzu sme použili
svetelný mikroskop (SM) a energiovodisperznú spektroskopiu (EDS).
Metalografické výbrusy vzoriek pre SM
sme chemicky leptali v roztoku: 150 ml H2O,
25 ml HNO3 a 10 ml HF.
Tvrdosť podľa Vickersa sme merali
v dvoch rôznych oblastiach ingotu pri zaťažení
98 N. Pre minimalizáciu chyby sme meranie
tvrdosti na každom povrchu opakovali
minimálne 30 krát.
ných vzoriek sa mení v rozsahu od 17,3 do
32,2 kN. Porušenie vzoriek nastalo približne
pri deformácii v rozmedzí od 3 do 5%.
3 Výsledky a diskusia
3.1. Vplyv lisovacích tlakov na kvalitu
polotovarov určených pre plazmové tavenie
Kvalitu pripravených vzoriek po
lisovaní sme zisťovali meraním ich relatívnej
hustoty a pevnosti. Obr. 3 znázorňuje grafickú
závislosť relatívnej hustoty a pórovitosti
lisovaných tabliet na použitom lisovacom
tlaku. Ako je vidieť z grafu, so zvyšovaním
lisovacieho tlaku sa znižovala pórovitosť
vzoriek a zároveň sa zvyšovala relatívna
hustota. V závislosti od pôsobiaceho lisovacieho tlaku sa pórovitosť vzoriek menila
v rozpätí od 22,7 do 9,1 % a relatívna hustota
v rozmedzí od 77,3 do 90,9 %. Hustota vzoriek
sa zvyšovala so zvyšujúcim sa tlakom lisovania od 3,65 do 4,29 g/cm3.
Obr. 4 Závislosť sily potrebnej na porušenie
vzoriek od deformácie.
Ako je vidieť z Obr. 3 a 4, najnižšiu
hodnotu pórovitosti a najvyššiu hodnotu
relatívnej hustoty a veľkosti sily potrebnej na
porušenie vzoriek sme namerali vo vzorkách
pripravených pri najvyššom lisovacom tlaku.
Z tohto dôvodu sme ako vsádzku na tavenie
v plazmovej peci vybrali vzorky pripravené pri
lisovacom tlaku 645 MPa.
3.2. Plazmové tavenie zliatiny Ti-46Al-8Ta
Obr. 3 Závislosť hustoty a pórovitosti lisovaných vzoriek od lisovacieho tlaku.
Obr. 4. znázorňuje závislosti sily potrebnej
na rozrušenie vzorky v závislosti od lisovacieho tlaku. Sila potrebná na rozrušenie lisova-
3.2.1. Chemická a mikroštruktúrna analýza
ingotu
Na Obr. 5 je ukázaný ingot Ti-Al-Ta pripravený dvojnásobným plazmovým tavením v
horizontálnom kryštalizátore pri maximálnej
teplote taveniny ~ 1650°C. Na prípravu ingotu
sme použili 11 zlisovaných vzoriek, čím sme
dokázali pripraviť ingot o dĺžke 270 mm a
hmotnosti 800 g.
Pomocou plošnej EDS analýzy sme určili
chemické zloženie ingotu Ti-Al-Ta, ktorý bol
tvorený 47,8 at.% Ti, 42,3 at.% Al, 8,61 at.%
Ta a 1,3 at.% O [12]. V dôsledku vyparovania
Al počas tavenia sa znížil jeho obsah
v ingotoch po plazmovom tavení oproti naváženému množstvu v lisovaných vzorkách zo 46
at.% na 41,19 at.%.
Type/Typ: Reviewed scientific paper/ Recenzovaný odborný článok
-9-
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 7-11.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová, H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
Obr. 5. Ingot Ti-Al-Ta pripravený dvojnásobným plazmovým tavením.
Zvýšený obsah kyslíka po plazmovom
tavení môžme pripísať nevhodnej metalurgickej príprave vstupných polotovarov, kedy
počas lisovania prišlo ku kontaminácii a
znečisteniu vzoriek, čo malo za následok
zvýšenie obsahu kyslíka, ktorý v pripravených
ingotoch niekoľkonásobne prevyšoval povolený maximálny technický limit 0,3 at.%.
Typická mikroštruktúra ingotu po dvojnásobnom plazmovom tavení z dvoch krajných
oblastí ingotu je znázornená na Obr. 6. Ako je
ukázané na Obr. 6a, ingot je v celom svojom
objeme homogénny a mikroštruktúra pozostáva z rovnoosých lamelárnych zŕn, ktoré sú
tvorené lamelami fáz α2(Ti3Al) a γ(TiAl).
Ako je vidieť na Obr. 6b, ani po dvojnásobnom plazmovom tavení sa nám nepodarilo odstrániť výraznú pórovitosť ingotov.
Keďže vzorky po lisovaní dosahujú vždy
určitý stupeň pórovitosti, domnievame sa, že
pórovitosť ktorá sa vyskytuje v celom objeme
vzorky po tavení je zapríčinená nedostatočnou
homogenitou vstupných polotvarov.
3.2.2. Vplyv obsahu kyslíka na tvrdosť
Závislosť tvrdosti HV a obsahu kyslíka
zliatiny Ti-Al-Ta pripravenej plazmovým
tavením použitím dvoch rôznych metalurgických postupov je ukázaná na Obr. 7. Ako je
vidieť z grafu, tvrdosť zliatiny vzrastá so
zvyšujúcim sa obsahom kyslíka. Lapin a
Gabalcová [13] a Yamaguchi a Shiraishi [14]
ukázali vo svojich prácach, že zvyšujúci sa
obsah kyslíka vedie v intermetalických
zliatinách k nárastu hodnôt tvrdosti. V ingotoch pripravených dvojnásobným plazmovým
pretavovaním sa menila tvrdosť z HV = 408
pri obsahu kyslíka O = 0,63 at.% na HV = 412
pri O = 1,3 at.%. Je potrebné poznamenať, že v
oblastiach podrobených meraniu tvrdosti sme
neanalyzovali parametre lamelárnej štruktúry.
Obr. 6. Typická mikroštruktúra zliatiny Ti-AlTa pripravená dvojnásobným plazmovým tavením; (a) z pravej časti ingotu, (b) z ľavej časti
ingotu.
Obr. 7. Závislosť HV a obsahu kyslíka (at.%)
zliatiny Ti-46Al-8Ta pripravenej: (a) z predzliatiny Al-Ta a následého tavenia s Ti hubou a
(b) z lisovaných vzoriek Ti-Al-Ta.
Type/Typ: Reviewed scientific paper/ Recenzovaný odborný článok
- 10 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 7-11.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
K. Frkáňová, H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
4 Záver
V práci sme sa zaoberali metalurgickou
prípravou zliatiny Ti-46Al-8Ta (at.%), ktorá
pozostávala z prípravy polotovarov určených
na tavenie pomocou lisovania vstupných
surovín za studena a ich následného tavenia
v plazmovej peci.
Získané výsledky možno zhrnúť nasledovne:
1. So zvyšujúcim sa tlakom lisovania klesala pórovitosť a zvyšovala sa relatívna hustota
zlisovaných vzoriek.
2. Ako vstupný polotovar na tavenie
v plazmovej peci boli použité vzorky, ktoré
boli pripravené pri lisovacom tlaku 645 MPa.
3. Sila potrebná na porušenie lisovaných
vzoriek sa pohybovala v závislosti od lisovacieho tlaku v rozmedzí od 17,3 do 32,2 kN.
4. Pórovitosť ingotov nebola odstránená
ani po dvojnásobnom plazmovom tavení.
5. Mikroštruktúra ingotov pozostávala z
rovnoosých zŕn, ktoré boli tvorené lamelami
fáz α2(Ti3Al) a γ(TiAl).
6. Plazmovým tavením sme pripravili
ingot s technicky prijateľnou variáciou hlavných legujúcich prvkov, avšak obsah kyslíka
niekoľkonásobne prevyšoval povolený maximálny limit.
Poďakovanie
Autorky príspevku ďakujú Agentúre na
podporu výskumu a vývoja za finančnú
podporu v rámci projektu APVV-0009-07.
Použitá literatúra
[1]
[2]
[3]
[4]
APPEL, F. – OEHRING, M. – WAGNER,
R.: Novel design concepts for gamma-base
titanium aluminide alloys. Intermetallics, 8,
2000, p. 1283-1312.
DIMIDUK, D. M.: Gamma titanium
aluminide alloys—an assessment within the
competition
of
aerospace
structural
materials. Mater. Sci. Eng. A, 263, 1999, p.
281 – 288.
WU, X.: Review of alloy and process
development of TiAl alloys. Intermetallics,
14, 2006, p. 1114.
LORIA, E.A.: Gamma titanium aluminides
as
prospective
structural
materials.
Intermetallics, 8, 2000, p. 1339-1345.
[5]
[6]
[7]
[8]
[9]
[10]
[11]
[12]
[13]
[14]
LEYENS, C. – PETERS, M.: Titanium and
Titanium aluminides.
WILEY-VCH
Verlag GmbH & Co. KGaA, Weinheim,
2003. p. 360 – 380.
Zemčík, L., Dlohý A.: Metalurgie
intermetalických slitin typu gamma TiAl, In:
12th International Conference on Metallurgy
and Materials, 20-22.5. 2003, Hradec nad
Moravicí, Česká republika, METAL 2003,
Proceeding Symposium E, 2003.
Wood, J.R.: Melting and casting of gamma
titanium aluminide ingots, Gamma titanium
aluminides
2003,
Proceedings
of
Symposium Sponsored by the Materials &
Processing Committee of ASM International
Materials Science Critical Technology
Sector and the High Temperature Alloys
Committee and the Titanium Comitee of the
Structural Materials Division (SMD) of
TMS (The Minerals, Metal & Materials
Society. TMS, USA. p. 227 – 232.
Güther, V., Chatterjee, A., Kettner, H.:
Status and prospects of γ-TiAl ingot
production. Gamma titanium aluminides
2003, Proceedings of Symposium Sponsored
by the Materials & Processing Committee of
ASM International Materials Science
Critical Technology Sector and the High
Temperature Alloys Committee and the
Titanium Comitee of the Structural
Materials Division (SMD) of TMS (The
Minerals, Metal & Materials Society. TMS,
USA p. 241 - 243
http://www.gfe.com/
DEBOVSKÝ, V.: Plazmová metalurgie,
Praha, SNTL, 1978.
http://web.ald-vt.de/cms/
LAPIN, J. – FRKÁŇOVÁ, K. –
STANEKOVÁ, H. – GABALCOVÁ, Z. –
DEMIAN, S.: Effect of compaction of
elemental materials on plasma melted ingots
of
intermetallic
Ti-Al-Ta
alloy,
Pripravované do časopisu Kovové materiály.
LAPIN, J. – GABALCOVA, Z.:
The
effect of oxygen content and cooling rate on
phase transformations in directionally
solidified intermetallic Ti-46Al-8Nb alloy,
Kovove Mater., 46, 2008, p. 185 – 195
YAMAUCHI, S. – SHIRAISHI, H.:
Homogeneity and mechanical properties of
TiAl. Mater. Sci. Eng.
A152, 1992, p.
287-282.
Type/Typ: Reviewed scientific paper/ Recenzovaný odborný článok
- 11 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 12-15.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
L. Trško
__________________________________________________________________________________________
PRECIPITÁCIA A PRECIPITAČNÉ VYTVRDZOVANIE
L. Trško
Študent druhého ročníka inžinierskeho štúdia, Katedra materiálového inžinierstva, Strojnícka
fakulta, Žilinská univerzita
[email protected]
Abstrakt
Precipitácia je často sa vyskytujúci pojem najmä v oblasti vytvrdzovania hliníkových zliatin. V
skutočnosti nachádza oveľa širšie uplatnenie pri spracovaní rôznych zliatin nielen za účelom zmeny
ich mechanických ale aj ostatných fyzikálnych vlastností. V uvedenom článku je zhrnutá fyzikálna
podstata, priebeh a využitie precipitačného vytvrdzovania.
1 Úvod
Presýtený tuhý roztok obsahuje rozpustené
väčšie množstvo prísady ako je pre danú
zliatinu pri danej teplote termodynamicky
výhodné. Takýto tuhý roztok sa prirodzene
snaží o dosiahnutie stavu s najnižšou voľnou
entalpiou a rozpadá sa. Tento rozpad prebieha
najčastejšie heterogénnou fázovou premenou,
ktorá sa nazýva precipitácia. Menej často
(napr. v sústavách Al-Zn alebo Cu-Ni-Fe) sa
uskutočňuje homogénnou fázovou premenou,
tzv. spinodálnym rozpadom. Pod pojmom segregácia (na rozdiel od precipitácie) sa obvykle
rozumie iba vznik heterogenity chemického
zloženia, bez vzniku novej fázy (hovoríme
preto o precipitácii fázy a segregácii prvku)
[1].
Pri precipitácii z presýteného tuhého roztoku sa menia mechanické a fyzikálne vlastnosti
materiálu. Štruktúrne citlivé vlastnosti ako
tvrdosť, medza sklzu, ťažnosť, kontrakcia,
odolnosť proti korózii a pod. sú mimoriadne
závislé na rozložení jednotlivých fáz v štruktúre. Počiatočné štádiá precipitácie spôsobujú
najväčšie vytvrdenie. Po dosiahnutí kritickej
veľkosti precipitátov v precipitačne spevnených zliatinách dochádza k zníženiu hodnôt
medze sklzu (Re, Rp0,2), medze pevnosti (Rm)
resp. tvrdosti. Precipitácia môže ovplyvňovať
vlastnosti materiálu aj nežiaducim spôsobom,
napr. vznik popúšťacej krehkosti, štruktúrna
nestabilita pri creepe a pod. [1].
2 Podstata a mechanizmus
Podmienkou pre rozpad presýteného tuhého roztoku a vznik precipitujúcej fázy je
zníženie rozpustnosti jedného, alebo viacerých
prvkov v tuhom roztoku pri zmene vonkajších
podmienok, obvykle pri znížení teploty [1]. K
precipitácii teda môže dôjsť iba v zliatinách,
ktorých rovnovážne diagramy spĺňajú nasle-
dujúce podmienky:
- výrazné maximum rozpustnosti jednej zložky
v druhej v závislosti od jej obsahu,
- klesajúca rozpustnosť so znižujúcou sa teplotou [2].
Na Obr. 1 je zobrazený rovnovážny binárny diagram spĺňajúci podmienky pre precipitáciu, pričom z1 predstavuje čiaru koncentrácie
precipitačne vytvrditeľnej zliatiny a na jej príklade budú popisované jednotlivé procesy
prebiehajúce pri jej tuhnutí a následnom vytvrdzovaní.
Obr. 1Binárny rovnovážny diagram ktorý spĺňa podmienky pre precipitáciu [1, 2].
Pri plynulom ochladzovaní v bode 1 vzniknú v tavenine prvé kryštály tuhého roztoku α.
V bode 2 je kryštalizácia ukončená a štruktúru
tvorí iba tuhý roztok α. V bode 3 začne klesať
rozpustnosť zložky B v tomto tuhom roztoku.
Keďže ochladzovanie prebieha v rovnovážnych podmienkach je dostatok času pre difúziu
a nadbytočná zložka B sa vylúči po hraniciach
zŕn ako intermediárna fáza AmBn.
Type/Typ: Scientific-popular paper / Populárno-vedecký článok
- 12 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 12-15.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
L. Trško
__________________________________________________________________________________________
Ak materiál prudko ochladíme z teploty,
ktorá sa nachádza medzi bodmi 2 a 3, potlačíme tým difúziu a výsledný tuhý roztok (α’)
bude termodynamicky nestabilný (metastabilný) a preto sa rozpadá samovoľne pri teplote
okolia (prirodzené starnutie) alebo pri zvýšenej
teplote (umelé starnutie).
Na defektoch mriežky vznikajú zárodky
precipitujúcej fázy AmBn (koncentrácia
jednotlivých zložiek zodpovedá stechiometrickému pomeru danej intermediárnej fázy). Na
fázovom rozhraní medzi AmBn a α’ sa koncentrácia B mení skokom na koncentráciu
blízku rovnovážnej. V dostatočnej vzdialenosti
od častice má fáza α’ stále koncentráciu zodpovedajúcu zliatine z1. K ďalšiemu rastu
častice (Obr. 2) je nutný difúzny pohyb prvku
B na zväčšujúcu sa vzdialenosť a koncentračný
gradient vo fáze α’ preto postupne klesá. V
čase t = ∞ je dosiahnutá termodynamická
rovnováha a tuhý roztok α má vo všetkých
miestach rovnovážnu koncentráciu [1].
Obr. 2 Difúzny rast precipitátu na hranici zrna
a) objemová difúzia prísady B cez zrno k jeho
hranici, b) difúzia prísady B pozdĺž hranice zŕn
α’ – α’, c) difúzia prísady B pozdĺž medzifázového rozhrania α’ – AmBn, ktorá umožňuje
rýchle hrubnutie častice [3].
3 Štádiá precipitácie
Precipitačný proces má vo všeobecnosti tri
štádiá: najskôr sa vytvárajú v presýtenom tuhom roztoku segregované oblasti s pravidelným rozdelením atómov v mriežke tzv.
Guinierove – Prestonove zóny, potom sa vylučuje prechodový precipitát a nakoniec rovnovážny precipitát, ktorý je s matricou nekoherentný (Obr. 3). Počet prechodových stavov
precipitátov sa môže v jednotlivých zliatinách
odlišovať. Najväčší počet prechodových stavov
má sústava Al – Cu a je taktiež najdôkladnejšie
preštudovaná [1].
Guinierove – Prestonove zóny (GPZ) – sú
oblasťami zvýšenej koncentrácie intermediárnej fázy v tuhom roztoku. V prípade, keď sú
atómové priemery zložiek rozdielne, GPZ
majú iný mriežkový parameter ako miesta
chudobnejšie na danú zložku. Nakoľko sú GPZ
koherentné s tuhým roztokom (nie sú oddelené
medzifázovou hranicou), vytvárajú mriežkové
napätia, ktoré zvyšujú tvrdosť a pevnosť
materiálu [2].
Prechodový semikoherentný precipitát –
koncentrácia B dosahuje v zónach približne
stechiometrický pomer AmBn a tým nastáva
preskupenie iónov v týchto zónach [2].
Rovnovážny precipitát – dôjde k úplnému
preskupeniu atómov na iný typ mriežky. Stráca
sa koherencia a vytvrdenie napäťovými poľami
sa mení na typické precipitačné vytvrdenie ktorého efekt je o niečo nižší [2].
Obr. 3 Schéma štádií starnutia: a) presýtený
tuhý roztok, b) Guinierove – Prestonove zóny,
c) prechodový precipitát, d) rovnovážny
precipitát [2].
4 Termodynamika precipitácie
Príčinou a hnacím mechanizmom vzniku
precipitátov je snaha o dosiahnutie čo najnižšej
voľnej entalpie sústavy. Vznik jednotlivých
štádií precipitácie vyplýva z rozboru koncentračných závislostí voľnej entalpie fáz α, AmBn
a β. Obr. 4 znázorňuje takýto rozbor pre teplotu T1 na Obr. 1.
V rovnovážnom stave zliatiny s koncentráciou c0 a voľnou entalpiou G0, je sústava
tvorená fázou α s koncentráciou c1 a voľnou
entalpiou G1 a fázou AmBn s koncentráciou c2
a voľnou entalpiou G2. Podľa pákového pravidla platí:
G=
c 2 − c0
c −c
G1 + 0 1 G2 (1)
c 2 − c1
c 2 − c1
Type/Typ: Scientific-popular paper / Populárno-vedecký článok
- 13 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 12-15.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
L. Trško
__________________________________________________________________________________________
Po rýchlom ochladení je sústava tvorená
iba presýteným tuhým roztokom fázy α’ a je
charakterizovaná voľnou entalpiou G’0. Akákoľvek zmena v sústave je možná len keď bude jej voľná entalpia klesať (G’0 → G0). V presýtenej matrici α’ bude ubúdať množstvo prvku B, takže c0 → c1 bude prebiehať po krivke
0’ 0’’ 1. Vylúčením malého podielu precipitujúcej fázy sa zloženie fázy α’ posunie napr. do
bodu 0’’. Vznik izomorfnej precipitujúcej fázy
napr. so zložením 0’’’ nie je pri danom priebehu Gα možný, pretože by voľná entalpia sústavy vzrástla (0’ → 0’’’). Preto zloženie precipitujúcej fázy bude ležať na dotyčnici ku krivke Gα prechádzajúcou bodom 0’’. Uvažujú sa
fázy AmBn (s hodnotami c2 a G2) a fázy β (s
hodnotami c3 a G3). Priesečník dotyčnice
prechádzajúci bodom 0’’ s koncentráciou c3
udáva voľnú entalpiu G’3, ktorú možno analogicky vypočítať podľa vzťahu (1). Hodnota G’3
je súčtom voľnej entalpie G3 fázy β a hybnej
sily ∆G3 pre precipitáciu danej fázy. Obdobné
úvahy platia aj pre precipitujúcu fázu AmBn,
ktorá má síce nižšiu voľnú entalpiu G2 než je
G3, takže by jej vznikom voľná entalpia sústavy poklesla viac, ale ktorá má aj menšiu hybnú
silu ∆G2 < ∆G3 pre svoj vznik. Preto najskôr
precipituje prechodná fáza B a neskôr rovnovážna fáza AmBn [1].
Obr. 4 Koncentračná závislosť voľnej entalpie
G fáz α, AmBn a β pri teplote T1 zodpovedajúcej
rovnovážnemu diagramu na Obr. 1 [1].
5 Praktický význam precipitácie
Rozpad presýteného tuhého roztoku je
možné cielene využívať na zmenu mechanických vlastností požadovaným smerom. Existuje množstvo systémov, ktoré vyhovujú podmienkam pre vznik precipitácie, avšak prakticky sa zatiaľ využívajú iba niektoré.
Vytvrditeľné zliatiny Al obsahujú ako
vytvrdzovacie prvky najčastejšie Cu alebo Mg
(prípadne oba prvky súčasne).
Zliatiny typu AlCu4Mg sa nazývajú duraly,
so zvýšeným obsahom horčíka (AlCu4Mg1)
superduraly. Najčastejšie sa vytvrdzujú za
podmienok 495 až 515 °C/voda/20 °C, 4 h na
Rm = 400 MPa u duralu alebo 450 MPa
u superduralu. Zmeny mechanických vlastností
pri starnutí superduralu (viď Obr. 5) naznačujú, že maximálne zvýšenie Rp0,2 možno dosiahnuť len umelým starnutím, ale vedie to
k rýchlemu poklesu ťažnosti i odolnosti voči
korózii [4].
Obr. 5 Závislosť mechanických vlastností
zliatiny AlCu4Mg1 od doby a teploty starnutia
[4].
Zliatiny Al-Mg-Si sa nazývajú avialy. Sú to
vytvrditeľné zliatiny pre tvárnenie, charakteristické nižšou pevnosťou, ale vyššou koróznou odolnosťou a vyššou húževnatosťou v porovnaní s duralmi. Ich vytvrditeľnosť je podmienená precipitáciou fázy Mg2Si. Rozpad
presýteného tuhého roztoku αpres sa uskutočňuje podľa schémy: αpres →GPI → GPII → β’
(fáza so stechiometrickým pomerom blízkym
Mg2Si) → β (Mg2Si). Priemyselné zliatiny je
možné rozdeliť do dvoch skupín:
a) Zliatiny s prebytkom Mg. V dôsledku
väčšieho množstva Mg, aké je potrebné k vytvoreniu príslušného množstva Mg2Si sa zvyšuje odolnosť voči korózii, znižujú sa pevnostné vlastnosti a zhoršuje sa tvárniteľnosť v porovnaní so zliatinami, kde je rovnaké množstvo
intermetalickej fázy Mg2Si, ale bez prebytku
Mg.
b) Zliatiny s prebytkom Si. V dôsledku prebytku Si sa zvyšujú pevnostné vlastnosti zlia-
Type/Typ: Scientific-popular paper / Populárno-vedecký článok
- 14 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 12-15.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
L. Trško
__________________________________________________________________________________________
tiny, bez zníženia schopnosti k tvárneniu a bez
zhoršenia zvariteľnosti. Čiastočne sa znižuje
odolnosť týchto zliatin voči interkryštalickej
korózii.
Avialy sa v stave vytvrdenom za tepla (520
až 535 °C/voda/160 °C, 5h) bežne spevňujú
tvárnením za studena na Rm = 400 MPa.
Naopak zníženie pevnosti a tvrdosti zliatiny je
možné dosiahnuť žíhaním (340 až 370 °C)
a pomalým ochladením (max. 100 °C.h-1)[4].
5.1 Vytvrdzovanie žiarupevných zliatin Ni.
Žiarupevné zliatiny niklu sú založené na
báze tuhého roztoku Ni s prísadovými prvkami
Al a Ti, prípadne Cr tvoriace hlavnú vytvrdzujúcu fázu. Vytvrdzovanie žiarupevných zliatin
niklu je ich najnáročnejším tepelným spracovaním. Snahou je dosiahnuť optimálnu kombináciu množstva, tvaru, veľkosti a spôsobu
vylúčenia spevňujúcej fázy v objeme zliatiny.
Ti tvorí intermetalickú fázu Ni3Ti, hliník
Ni3Al. V prípade, že sú v zliatine oba prvky,
vzniká fáza Ni3(Ti, Al), ktorú možno považovať za tuhý roztok titánu v intermetalickej fáze
Ni3Al. Označuje sa symbolom γ’ [5].
Teplota rozpúšťacieho žíhania musí byť
dostatočne vysoká pre čo najúplnejšie
rozpustenie fázy γ’. V závislosti na chemickom
zložení zliatiny býva v rozmedzí 1080 °C až
1320 °C. Ohrev trvá od 2 h do 12 h a realizuje
sa vo vákuových peciach alebo v peciach
s ochrannou atmosférou aby sa zamedzilo
ochudobňovaniu povrchu súčiastky o legujúce
prvky, prípadne jej oxidácii. Ochladzovanie
z teploty rozpúšťacieho žíhania sa realizuje
obyčajne na vzduchu. Prudké ochladenie vo
vode vedie k vzniku trhlín a to najmä vo
vysokolegovaných zliatinách s nízkou húževnatosťou [5].
Starnutie zliatin prebieha pri ohreve na
teplotu vyššiu než je prevádzková teplota
súčiastky. Teploty starnutia sa pohybujú od
700 do 1150 °C. Pri starnutí sa z presýteného
tuhého roztoku vylučujú precipitáty fázy γ’
a prípadne karbidy, ak sa medzi legujúcimi
prvkami nachádza C. U niektorých zliatin
prebieha vytvrdzovanie takzvaným viacstupňovým starnutím, pri ktorom sa dosiahne výhodnejšie vylúčenie γ’ fázy. Takto vytvrdené
zliatiny dosahujú postačujúcu dlhodobú žiarupevnosť pri najvyšších pracovných teplotách
[5].
Z veľkého množstva prakticky využívaných vytvrditeľných zliatin boli uvedené len
tie najzákladnejšie. Mnoho ďalších zliatin sa
ešte len vyvíja za účelom nahradenia niektorých komerčne využívaných materiálov,
ktoré niektorým parametrom úplne nevyhovujú
pre danú funkciu (napr. vysoká hmotnosť,
nízka korózna odolnosť, nízka žiarupevnosť)
a umožnia tak vyššiu bezpečnosť a lepšiu
optimalizáciu súčiastok.
Použitá literatúra
[1]
[2]
[3]
[4]
[5]
Pluhař, J.-Puškár, J.-Koutský, J.-Macek, K.Beneš, V.: Fyzikální metalurgie a medzí
stavy materiálu, SNTL/ALFA Praha, 1987.
Skočovský, P.-Bokůvka, O.-Konečná, R.Tillová, E.: Náuka o materiáli pre odbory
strojnicke, EDIS Žilina, 2006.
Münsterová, E.: Obecné údaje o fázových
přeměnách – Studijní opora, Brno 2005.
Skočovský, P.-Palček, P.-Konečná, R.Várkoly, L.: Konštrukčné materiály, EDIS
Žilina, 2000.
Ptáček, L. a kol.: Nauka o materiálu II.,
CERM Brno, 2002
Type/Typ: Scientific-popular paper / Populárno-vedecký článok
- 15 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 16-20.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
DEGRADÁCIA MIKROŠTRUKTÚRY ZLIATINY Ti-46Al-8Ta V PRIEBEHU
CREEPU
H. Staneková
Ústav materiálov a mechaniky strojov SAV, Račianska 75, 831 02 Bratislava
[email protected]
Abstrakt
Študovali sme vplyv creepu pri 750 °C / 250 MPa na mikroštruktúrnu stabilitu odlievanej samokaliteľnej zliatiny s nominálnym zložením Ti-46Al-8Ta (at.%). Creepová skúška bola po 3479,3 h
ukončená lomom. Mikroštruktúru vzorky tvoria lamelárne kolónie fázy α2 (Ti3Al) vo fáze γ (TiAl).
Východzia mikroštruktúra zliatiny α2 + γ je počas creepu nestabilná a transformuje na typ α2 + γ + τ.
Napätie počas creepu túto transformáciu urýchľuje. V priebehu creepu dochádza na hraniciach
lamelárnych kolónií a na hraniciach zŕn ku vzniku kavít. Koalescenciou kavít a trhlín dochádza až k
lomu vzorky.
1 Úvod
Intermetalické zliatiny na báze TiAl sú
v súčasnosti predmetom intenzívneho výskumu. Tvoria skupinu materiálov s vynikajúcimi
vlastnosťami, ako sú nízka hustota, vysoká
pevnosť pri vysokých teplotách a dobrá
odolnosť proti oxidácii. Zaujímavé mechanické
vlastnosti ich predurčujú na vysokoteplotné
konštrukčné aplikácie v automobilovom a leteckom priemysle, ako sú lopatky kompresorov
leteckých motorov a spaľovacích turbín,
difúzory a obežné kolesá turbodúchadiel [1,2].
Nevýhodou týchto zliatin je ich nízka
ťažnosť a lomová húževnatosť pri izbovej
teplote. Tieto vlastnosti sú závislé od štruktúry
zliatiny, ktorá je tvorená fázou γ (TiAl) a α2
(Ti3Al). Vzniku hrubozrnnej štruktúry, ktorá
zhoršuje vlastnosti týchto zliatin, sa dá zabrániť pridaním prvkov ako Nb alebo Ta, ktoré
majú nízky difúzny koeficient v tuhom roztoku
Ti (α) [3]. Ich vplyvom tuhý roztok α transformuje počas ochladzovania zliatiny na vzduchu
bezdifúznym spôsobom na masívnu fázu γM
(TiAl) a difúzne transformácie, ktoré majú za
následok tvorbu lamelárnej štruktúry α + γ, sú
potlačené. Masívne zrná γM nukleujú a rastú
prednostne na hraniciach pôvodných zŕn a
vedú k zjemneniu hrubozrnnej štruktúry a tým
aj k dosiahnutiu požadovaných mechanických
vlastností, t.j. optimálnej kombinácie ťažnosti
pri izbovej teplote, lomovej húževnatosti,
mechanických vlastností v ťahu a odolnosti
proti vysokocyklovej a nízkocyklovej únave
[4, 5]. Na základe týchto predpokladov bola
vyvinutá nová samokaliteľná zliatina Ti-46Al8Ta (at.%) ktorá patrí do najnovšej 4. generácie zliatin na báze TiAl a bola vyvinutá pre
výrobu
turbínových
lopatiek
v rámci
Európskeho integrovaného projektu IMPRESS
[6].
Na základe ternárneho fázového diagramu
Ti-Al-Ta, ktorý termodynamicky namodeloval
Witusievicz sa predpokladalo, že dvojfázová
mikroštruktúra α2 + γ je v tejto zliatine stabilná
až do teploty 1050 °C [6]. Avšak Lapin a kol.
[7, 8] dokázali, že počas žíhania pri teplote
750 °C vzniká v zliatine Ti-46Al-8Ta (at.%)
nová fáza τ so zložením Ti-(36-40)Al-(1215)Ta (at.%) a typom štruktúry B82 [8]. Na
základe týchto experimentálnych výsledkov
bol ternárny fázový diagram Ti-Al-Ta upravený a je ukázaný na Obr. 1 [8]. Podľa
termodynamických výpočtov sa predpokladá,
že mikroštruktúra zliatiny Ti-46Al-8Ta (at.%)
po dlhodobom žíhaní pri teplote nižšej ako
870 °C pretransformuje na rovnovážnu dvojfá-
Obr. 1 Ternárny Ti-Al-Ta fázový diagram [8].
Typ/Type: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 16 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 16-20.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
zovú mikroštruktúru γ + τ [8]. Tento typ
mikroštruktúry nebol zatiaľ experimentálne
potvrdený a preto má štúdium mikroštruktúrnej
stability tejto zliatiny praktický význam.
Cieľom práce je charakterizovať mikroštruktúru novej samokaliteľnej intermetalickej
zliatiny Ti-46Al-8Ta (at.%) po creepe realizovanom na vzduchu pri konštantnom zaťažení
250 MPa a teplote 750 °C.
2 Experiment
Zliatinu s nominálnym zložením Ti-46Al8Ta (at.%) dodala firma ACCESS v tvare
valcových tyčí s priemerom 13 mm a dĺžkou
120 mm, ktoré boli pripravené odstredivým
odlievaním a tepelne spracované. Tepelné
spracovanie pozostávalo z izostatického lisovania za tepla (HIP) pri aplikovanom tlaku 200
MPa a teplote 1260 °C počas 4 hodín. Nasledovalo rozpúšťacie žíhanie pri teplote 1360 °C
počas 1 hodiny a voľné chladnutie na vzduchu.
Tepelné spracovanie bolo dokončené druhým
HIP-ovaním pri aplikovanom tlaku 150 MPa
a teplote 1260 °C počas 2 hodín a následným
ochladením rýchlosťou 0,083 °C/min.
Creepová vzorka s priemerom drieku 6
mm a meranou dĺžkou 30 mm bola pripravená
sústružením. Po osústružení bol povrch vzorky
vyleštený na drsnosť lepšiu ako 0,3 µm.
Creepová skúška bola realizovaná na vzduchu
pri konštantnom zaťažení 250 MPa a teplote
750 °C. Teplota vzorky počas creepu bola
meraná dvomi termočlánkami s presnosťou
±1 °C, ktoré sa dotýkali drieku vzorky.
Deformácia bola monitorovaná pomocou
vysokoteplotného extenzometra vybaveného
zariadením LVDT (linear variable displacement transformer). Extenzometer sa dotýkal
výčnelkov creepovej vzorky. Hodnoty času a
deformácie počas creepovej skúšky boli zaznamenávané pomocou počítača.
Mikroštruktúru vzoriek pred a po creepe
sme študovali pomocou svetelnej mikroskopie
(SM), riadkovacej elektrónovej mikroskopie
(REM) s využitím metódy spätne odrazených
elektrónov a transmisnej elektrónovej mikroskopie (TEM). Vzorky sme pripravili štandardnou metalografickou technikou a pre účely SM
sme ich chemicky naleptali v roztoku: 100 ml
H2O, 6 ml HNO3 a 3 ml HF.
Vzorku na účely TEM sme najprv stenčili
mechanicky na hrúbku 50 µm a potom sme ju
stenčovali v zariadení TenuPol-5 pri teplote
Obr. 2 Mikroštruktúra zliatiny pred creepom,
REM – metóda spätne odrazených elektrónov.
-10 °C, napätí 40 V v roztoku: 300 ml CH3OH,
175 ml 2-butanol a 30 ml HClO4. Objemový
podiel koexistujúcich fáz sme určili využitím
počítačového programu ImageJ zo snímok
získaných pomocou REM s využitím metódy
spätne odrazených elektrónov.
3 Výsledky a diskusia
3.1 Mikroštruktúra pred creepom
Typická jemnozrnná mikroštruktúra zliatiny Ti-46Al-8Ta (at.%) pred creepom je ukázaná na Obr. 2. Tvoria ju lamelárne kolónie
fázy α2 (Ti3Al) vo fáze γ (TiAl). Takáto
mikroštruktúra sa vytvára precipitáciou fázy α2
na štyroch ekvivalentných rovinách {111} masívne transformovanej fázy γM v priebehu druhého HIP-ovania pri teplote 1260 °C a
ochladenia z dvojfázovej oblasti α2 + γ [4].
Okrem lamelárnych zŕn sa v mikroštruktúre
Obr. 3 Mikroštruktúra zliatiny pred creepom:
(1) lamelárna oblasť α2+γ, (2) monofázové
zrná α2 a γ.
Typ/Type: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 17 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 16-20.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
nachádzajú monofázové zrná α2 a γ ako ukazuje Obr. 3. Stredná nameraná dĺžka lamiel α2
dosahovala hodnotu 8,5 µm a priemerný objemový podiel lamiel dosahoval 29,8 ± 2,3
(obj.%) [9].
3.2 Mikroštruktúra zliatiny po creepe
V priebehu creepu dochádza v zliatine Ti46Al-8Ta (at.%) k mikroštruktúrnym zmenám
ako je ukázané na Obr. 4. V porovnaní
s mikroštruktúrou východzieho stavu (Obr. 1)
je zrejmé, že okrem fázy α2 precipituje na
hraniciach zŕn aj fáza identifikovaná ako fáza τ
[7-9]. Častice fázy τ sa prednostne vytvárajú na
hraniciach zŕn a lamelárnych kolónií [5].
V dôsledku tohto procesu sú hranice zŕn
ochudobnené o Ta a Ti (tmavá fáza na Obr. 4).
Kryštalograficky má fáza τ typ štruktúry B82
(priestorová grupa P63/mmc, Pearsonov
symbol hP6) [8]. Prítomnosť fázy τ vo
vzorkách po creepe bola potvrdená aj RTG
analýzou ako ukázal Lapin a kol. v [7]. Tieto
RTG difrakčné záznamy sú na Obr. 5.
Aby sme odhadli vplyv napätia na mikroštruktúrne zmeny v študovanej zliatine, analyzovali sme mikroštruktúru v hlave creepovanej
vzorky. Typická mikroštruktúra z tejto oblasti
je ukázaná na Obr. 6. Na hraniciach zŕn okrem
fázy α2 precipituje fáza τ.
Obr. 5 RTG difrakčné záznamy vzoriek zliatiny
Ti-46Al-8Ta (at.%) pred a po creepe.
Creepové režimy sú uvedené na obrázku [7].
Obr. 6 Mikroštruktúra v oblasti hlavy
creepovej vzorky, REM - metóda spätne
odrazených elektrónov s vyznačenými fázami.
Zmena objemového podielu koexistujúcich
fáz α2, γ, a τ pred a po creepe pri 750 ºC/250
MPa je uvedená v Tabuľke 1. Počas creepu je
východzia dvojfázová mikroštruktúra α2 + γ
termodynamicky nestabilná a transformuje na
typ α2 + γ + τ. Častice fázy τ vznikajú na úkor
lamiel fázy α2 ktorá transformuje aj na fázu γ
[7]. Napätie počas creepu túto transformáciu
urýchľuje.
Tabuľka 1. Objemový podiel koexistujúcich fáz
α2, γ, a τ.
Obr. 4 Mikroštruktúra v drieku skúšanej
vzorky po creepe 750 °C/250 MPa / 3479,3 h.
REM - metóda spätne odrazených elektrónov s
vyznačenými fázami.
α2 (obj.%)
γ (obj.%)
τ (obj.%)
Východzí
stav
29,8 ± 2,3
70,2 ± 2,3
0
Po creepe
v hlave
23,5 ± 1,3
76,3 ± 1,8
0,2 ± 0,1
Po creepe
v drieku
22,7 ± 0,8
76,8 ± 1,1
0,5 ±0,3
Typ/Type: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 18 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 16-20.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
2. Častice fázy τ sa prednostne vytvárajú
na hraniciach zŕn a lamelárnych kolónií na
úkor fázy α2 ktorá transformuje aj na fázu γ.
3. V priebehu creepu sme pozorovali
vznik kavít na hraniciach lamelárnych kolónií
a zŕn. Koalescenciou kavít a trhlín nastal lom
vzorky.
Poďakovanie
Táto práca vznikla za finančnej podpory
Agentúry na podporu výskumu a vývoja v
rámci projektu APVV-0009-07.
Použitá literatúra
Obr. 7 Lomová plocha vzorky po creepe 750
°C/ 250 MPa počas 3479,3 h, REM.
Creepová skúška bola po 3479,3 h ukončená lomom. Typická lomová plocha je ukázaná na Obr. 7. Vzorka dosiahla deformáciu
21,1%. Počas creepu dochádza na hraniciach
zŕn a lamelárnych kolónií k nukleácii kavít,
ako ukazuje obr. 8. Koalescenciou kavít dochádza ku vzniku trhlín a následne k lomu vzorky.
[1]
[2]
[3]
[4]
[5]
Obr. 8 Kavity a trhliny vytvorené v priebehu
creepu pri teplote 750 °C, aplikovanom napätí
250 MPa po 3479,3 h.
4 Závery
V práci bola skúmaná mikroštruktúrna
stabilita samokaliteľnej intermetalickej zliatiny
Ti-46Al-8Ta (at.%) po creepe 750 ºC/250
MPa. Získané výsledky môžeme zhrnúť do
nasledujúcich záverov:
1. Východziu
mikroštruktúru
tvoria
lamelárne kolónie fázy α2 (Ti3Al) vo fáze γ
(TiAl). Dvojfázová mikroštruktúra zliatiny α2
+ γ počas creepu transformuje na typ α2 + γ +
τ. Napätie počas creepu túto transformáciu
urýchľuje.
[6]
[7]
[8]
[9]
LAPIN,
J.
–
PELACHOVÁ,
T.:
Microstructural stability and microhardness
of a cast TiAl-based alloy for turbine blade
applications, Kovove Mater., 42, 2004, s.
143 – 155.
LAPIN, J. – NAZMY, M: Microstructure
and creep properties of a cast intermetallic
Ti–46Al–2W–0.5Si alloy for gas turbine
applications, Mater. Sci. Eng. A, 380, 2004,
s. 298 – 307.
HU, D. – HUANG, A.J. – WU, X.: On the
massive phase transformation regime in
TiAl alloys: The alloying effect on massive/
lamellar competition, Intermetallics, 15,
2007, s. 327-332.
SAAGE, H. – HUANG, A.J. – HU, D. –
LORETTO,
M.H.
–
WU,
X.:
Microstructures and tensile properties of
massively transformed and aged Ti46Al8Nb
and Ti46Al8Ta alloys, Intermetallics, 17,
2009, s. 32-38.
LAPIN, J. – GABALCOVÁ, Z. –
PELACHOVÁ, T. – BAJANA, O.:
Microstructure and mechanical properties of
a cast intermetallic Ti-46Al-8Ta alloy,
Materials Science Forum 2010, s. 638-642.
JIANG, H. – ZHANG, K. – HAO, X.J. –
SAAGE, H. – WAIN, N. – HU, D. –
LORETTO, M.H. – WU, X.: Nucleation of
massive gamma during air cooling of
Ti46Al8Ta, Intermetallics 18, 2010, s. 938944.
LAPIN, J. – PELACHOVÁ, T. –
DOMÁNKOVÁ, M.: Creep behaviour of
a new air-hardenable intermetallic Ti-46Al8Ta alloy. Prijaté do Intermetallics.
LAPIN, J. – PELACHOVÁ, T. –
WITUSIEWICZ, V.T. – DOBROČKA, E.:
Intermetallics, 19, 2011, s.121-124.
LAPIN, J. – PELACHOVÁ, T. –
STANEKOVÁ, H. – DOMÁNKOVÁ, M.:
Long term microstructural stability of
intermetallic Ti-46Al-8Ta alloy during
Typ/Type: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 19 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 16-20.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková
__________________________________________________________________________________________
ageing at temperatures of 700-800 °C,
Kovove Mater., 48, 2010, 7 s.
Typ/Type: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 20 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 21-25.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková, K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
PRÍPRAVA INTERMETALICKEJ ZLIATINY Ti-46Al-8Ta REAKČNÝM
SPEKANÍM A TAVENÍM
H. Staneková, K. Frkáňová
Ústav materiálov a mechaniky strojov SAV, Račianska 75, 831 02 Bratislava
[email protected]
Abstrakt
Na prípravu zliatiny Ti-46Al-8Ta (at.%) sme využili metódu reakčného spekania a tavenia v plazmovej peci. Mikroštruktúru po reakčnom spekaní tvoria častice nerozpusteného Ta a heterogénna
zmes Ti a Al. Relatívna hustota lisovaných vzoriek sa v závislosti na lisovacom tlaku mení od 77 do
92 %. Po spekaní sa znižuje na hodnotu 51 až 68 %. Pri teplote 684 °C dochádza k exotermickej
reakcii, čím sa zvýši teplota spekaných vzoriek na 1141 °C. Optimalizované podmienky lisovania (430
MPa) a spekania (1000 °C / 0,33 h) umožňujú pripraviť ingot vhodný na tavenie. Ingot po tavení pri
maximálnej teplote ~1650 ºC je celistvý, bez chýb. Mikroštruktúru tvoria lamelárne zrná a častice fázy
Ti3Al.
1 Úvod
Intermetalické zliatiny na báze TiAl tvoria
skupinu kovových materiálov s vynikajúcimi
vlastnosťami, ako sú vysoká teplota tavenia,
nízka merná hmotnosť 3,9 – 4,2 g/cm3, dobrá
odolnosť proti oxidácii a korózii a dobrá
vysokoteplotná pevnosť. Sú určené pre vysokoteplotné aplikácie v automobilovom a energetickom priemysle [1]. Do tejto skupiny zliatin patria hlavne zliatiny na báze intermetalických fáz α2 (Ti3Al) s hexagonálnou štruktúrou D019 a γ (TiAl) s tetragonálnou štruktúrou
L10. Keďže intermetalické zlúčeniny Ti3Al a
TiAl samostatne nedosahujú požadované mechanické vlastnosti vhodné pre priemyselné
aplikácie, pozornosť sa sústreďuje na prípravu
dvojfázových zliatin α2 + γ s cieľom nahradiť
ťažšie niklové superzliatiny [1].
Nevýhodou zliatin na báze TiAl sú
problémy pri ich výrobe. Dôvodom je vysoká
teplota tavenia a reaktivita taveniny s väčšinou
materiálov používaných na výrobu téglikov
[2]. Perspektívnou metódou pri výrobe týchto
intermetalických zliatin je metóda reakčného
spekania [3-5]. Pri príprave zliatiny reakčným
spekaním sa miešajú buď čisté prášky, alebo
iné vhodné východzie materiály. Ku vzniku
intermediálnych fáz dochádza tepelne aktivovanou chemickou reakciou. Pri takýchto reakciách dochádza k výraznej tvorbe tepla, ktoré
urýchľuje ďalšie šírenie reakcie v materiáli [5].
Pokusy pripraviť touto metódou binárnu zliatinu Ti-50Al (at.%) boli len čiastočne úspešné
a narazili na problém vysokej pórovitosti [3-5].
Počas spekania Ti a Al dochádza po natavení
hliníka k exotermickej reakcii a následne ku
vzniku intermetalických fáz α2 a γ. Mikroštruktúru binárnej zliatiny TiAl spekanej pri
teplote 900 ºC počas 30 minút tvoria fázy α2, γ
a nezreagovaný Ti [4,5]. Pórovitosť je možné
odstrániť následným tavením [3]. Metódou
reakčného spekania je možné úspešne pripraviť
ternárne zliatiny Ti-Al-Si s obsahom 22-25
(at.%) Si, 12-39 (at.%) Al a pórovitosťou
nižšou než 7 (obj.%) [4,5]. Kombináciou tepelného spracovania vstupných materiálov a spekania bola pripravená aj zliatina Ti-46Al-8Nb
(at.%) s akceptovateľnou pevnosťou [3].
Cieľom práce je overiť možnosť prípravy
ingotov intermetalickej zliatiny Ti-46Al-8Ta
(at.%) metódou reakčného spekania a následného tavenia v plazmovej peci.
2 Experiment
Na prípravu zliatiny s nominálnym zložením Ti-46Al-8Ta (at.%) sme použili východzie
suroviny s čistotou: Ti (99,39 at.%), Al
(99,99 at.%) a Ta (99,227 at.%). Titán bol vo
forme huby, tantal vo forme triesok s maximálnymi rozmermi 1x2x0,3 mm a Al vo forme
kúskov s rozmermi 5x5x5 mm, ako je ukázané
na Obr. 1.
Navážené suroviny sme zlisovali v hydraulickom lise jednostranným lisovaním za
studena pri lisovacích tlakoch 215, 340,
430, 538 a 645 MPa. Takto sme vyrobili valcové vzorky priemeru 34 mm a výšky od 24 do
29 mm.
Zlisované valcové vzorky sme následne
spekali v peci Nabertherm v dvoch etapách.
V prvej etape sme vzorky vložili do pece v ke-
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 21 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 21-25.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková, K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
lizátora 170 cm/hod v dynamickej atmosfére
argónu. Plazmová pec s horizontálnym kryštalizátorom je ukázaná na Obr.2.
Relatívnu hustotu vzoriek ρrel sme vypočítali pomocou vzťahu
ρ rel =
Obr. 1 Východzie suroviny.
ramických lodičkách vyrobených z vysokočistého Al2O3. Spekanie sme realizovali pri teplote 1300 °C po dobu 1,5 h. Rýchlosť ohrevu
bola 7,8 °C/min. Teplotu spekaných vzoriek
sme kontinuálne snímali pomocou termočlánku
typu PtRh30/PtRh6. Záznam teploty bol realizovaný pomocou meracieho modulu napojeného na počítač. Aby sme zabránili oxidácii
vzoriek, spekanie sme realizovali v dynamickej
ochrannej atmosfére argónu. Po spekaní vzorky chladli v peci.
Cieľom druhej etapy spekania bolo pripraviť ingot vhodný na tavenie v plazmovej peci.
V prvej etape dochádzalo k rozpínaniu vzoriek,
preto sme pri spekaní v druhej etape použili
keramickú trubicu z vysokočistého Al2O3 do
ktorej sme vložili 12 kusov zlisovaných
vzoriek. Vzorky pripravené pri optimalizovaných parametroch lisovania 430 MPa sme
spekali pri teplote 1000 °C počas 0,33 h.
Tavenie takto získaného ingotu sme realizovali v horizontálnej plazmovej peci pri
maximálnej teplote 1650 ºC [6], príkone 50 kW
a posuve medeného vodou chladeného kryšta-
Obr. 2 Plazmová pec s horizontálnym kryštalizátorom.
m
V ρ teor
,
(1)
kde m je hmotnosť vzorky, V je jej objem
vypočítaný z nameraných rozmerov a ρteor
predstavuje tabuľkovú hodnotu teoretickej hustoty zliatiny, pričom ρteor = 4,72 g/cm3 [7].
Pevnosť vzoriek sme určili na základe tlakových skúšok, ktoré sme vykonali pri izbovej
teplote na zariadení Zwick pri pohybe priečnika 1 mm/min na valcových vzorkách s priemerom 34 mm. Tlakové skúšky sme aplikovali
v smere kolmom na os valčekov, na 3 vzorkách z každého režimu.
Mikroštruktúru vzoriek sme hodnotili
pomocou svetelnej mikroskopie (SM) a riadkovacej elektrónovej mikroskopie (REM) s využitím metódy spätne odrazených elektrónov.
Vzorky sme pripravili štandardnou metalografickou technikou. Pre zviditeľnenie mikroštruktúry sme použili leptadlo so zložením 100
ml H2O, 6 ml HNO3 a 3 ml HF.
3 Výsledky a diskusia
Jednostranným lisovaním za studena pri
rôznych lisovacích tlakoch sme pripravili
valcové vzorky ako je ukázané na Obr. 3.
Priemer vzoriek sa nemenil, pretože boli pripravené v rovnakej lisovnici, ale ich výška sa
vzhľadom na použitý lisovací tlak menila od
24 do 29 mm. Kvalitu pripravených vzoriek
pred a po spekaní sme preskúmali zmeraním
ich relatívnej hustoty a pevnosti. Obr. 4a ukazuje relatívnu hustotu lisovaných vzoriek pred
spekaním, ktorá sa so zvyšujúcim lisovacím
tlakom zvyšuje od 77 do 92 %.
Obr. 3 Vzorka po lisovaní pri 430 MPa.
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 22 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 21-25.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková, K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
(a)
šenie vzoriek pred spekaním sa mení od 17,3
do 32,2 kN, a na porušenie vzoriek po spekaní
je potrebná sila od 10,6 do 21,2 kN.
Počas spekania, v dôsledku reakcie medzi
keramikou Al2O3 a povrchom vzorky, dochádza ku kontaminácii povrchu vzoriek keramickými časticami. Obr. 5 ukazuje čiastočky keramiky na povrchu spekaných vzoriek. Pred ďalším tepelným spracovaním sme tieto povrchové nečistoty z povrchu mechanicky odstránili.
(b)
Obr. 5 Vzorka po spekaní pri teplote
1300 ºC/1,5 h s keramickými časticami na
povrchu.
Obr. 4b ukazuje závislosť relatívnej hustoty
lisovaných vzoriek po spekaní, ktorá sa mení
v rozpätí od 51 do 68 %. Hodnoty relatívnej
hustoty vzoriek po spekaní sú v porovnaní
s hodnotami relatívnej hustoty pred spekaním
nižšie a to v dôsledku rozpínania vzoriek počas
spekania.
Obr. 4 Závislosť relatívnej hustoty lisovaných
vzoriek na lisovacom tlaku: (a) po lisovaní, (b)
po spekaní pri 1300 ºC/1,5h.
Ako ukázal Novák a kol. [4,5] a Lapin
a kol. [6], počas spekania zliatin na báze TiAl
dochádza k exotermickým reakciám. Na základe opakovaného priameho merania teploty
vzoriek počas procesu spekania bolo dokázané,
že pri teplote 663 ºC dochádza k taveniu
hliníka a po tejto fázovej premene pri teplote
684 ºC prebehne vo vzorkách exotermická
reakcia, ktorá zapríčiní rýchle zvýšenie teploty
spekaných vzoriek na hodnotu 1141 °C [6].
Obr. 6 ukazuje teplotný záznam týchto reakcií
s časom [6].
Tabuľka 1. Sila potrebná na porušenie vzoriek
v závislosti na lisovacom tlaku.
Lisovací
tlak
(MPa)
Sila potrebná na
porušenie vzoriek
po lisovaní
(kN)
215
320
430
538
645
17,3
25,3
24,6
26,8
32,2
Sila potrebná
na porušenie
vzoriek po
spekaní
(kN)
14,8
10,6
21,2
20
15,5
V Tabuľke 1 sú uvedené výsledky tlakových skúšok vzoriek po lisovaní a spekaní pri
teplote 1300 ºC/1,5 h. Sila potrebná na poru-
Obr. 6 Záznam teploty vzorky s časom počas
spekania [6]
Mikroštruktúra vzoriek po spekaní vykazuje rôzny stupeň heterogenity a pórovitosti.
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 23 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 21-25.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková, K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
Obr. 7 ukazuje mikroštruktúru vzoriek po reakčnom spekaní pri optimalizovaných parametroch 1000 °C/0,33 h. Ti a Al navzájom
zreagovali ako ukazuje Obr. 8.
Vo vzorkách zostali častice nerozpusteného
Ta, ako ukazuje Obr. 9.
Obr. 10 Ingot pripravený spekaním pri
1000 °C/0,33 h.
Obr. 7 Štruktúra vo vzorke lisovanej pri tlaku
430 MPa a spekanej pri 1000 °C/0,33 h.
Obr. 11 Ingot po tavení pri maximálnej teplote
1650 ºC.
Na základe získaných výsledkov sme
v druhej etape upravili parametre spekania tak,
aby sme pripravili ingot zodpovedajúcej kvality, s minimálnou pórovitosťou, vhodný pre
tavenie v plazmovej peci. Teplotu spekania
sme znížili na 1000 °C, kvôli efektu prebiehajúcej exotermickej reakcie a čas spekania
sme skrátili na 0,33 h, aby sme zabránili tvorbe
oxidov na povrchu ingotu. Na Obr. 10 je ukázaný pripravený ingot po spekaní s dĺžkou 300
mm, určený na tavenie v plazmovej peci. Pripravený bol zospekaním 12 kusov malých zlisovaných ingotov pri optimalizovaných parametroch 1000 °C/0,33 h.
Obr. 8 Detail zreagovanej oblasti, vzorka
lisovaná pri tlaku 645 MPa a spekaná pri
1000 °C/0,33 h.
Obr. 12 Mikroštruktúra ingotu po tavení
Obr. 9 Častice nezreagovaného tantalu vo
vzorke lisovanej pri tlaku 215 MPa po spekaní
pri T=1000 ºC/0,33h. REM, metóda spätne
odrazených elektrónov.
Ingot sme po spekaní tavili v plazmovej
peci. Povrch ingotu po tavení je celistvý, bez
zjavných chýb, ako ukazuje Obr. 11. Mikroštruktúra ingotu je ukázaná na Obr. 12. Tvoria
ju prevažne lamelárne zrná a častice fázy Ti3Al
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 24 -
Materials Engineer / Materiálový inžinier, Vol./Roč. 3, 2010, pp. 21-25.
ISSN 1337 – 8953
www.materialing.com
H. Staneková, K. Frkáňová
__________________________________________________________________________________________
[6]. Tavením spekaného ingotu sa podarilo eliminovať pórovitosť a rozpustiť častice Ta.
[2]
4 Závery
V práci sme skúmali prípravu ingotov
intermetalickej zliatiny Ti-46Al-8Ta (at.%)
reakčným spekaním a následným tavením. Získané výsledky môžeme zhrnúť do nasledujúcich záverov:
1. V priebehu spekania materiálu dochádza
ku vzniku exotermickej reakcie po natavení
hliníka, ktoré zapríčiňuje rýchle zvýšenie
teploty spekaných vzoriek až na hodnotu 1141
°C.
2. Mikroštruktúra vzoriek po reakčnom
spekaní je pórovitá a heterogénna. Tvoria ju
častice nerozpusteného tantalu a heterogénna
zmes Ti a Al.
3. Relatívna hustota lisovaných vzoriek sa
v závislosti na lisovacom tlaku mení od 77 do
92 %. Spekaním sa znižuje na hodnotu 51 až
68 %.
4. Vhodný ingot na tavenie v plazmovej
peci sme pripravili jednostranným lisovaním
za studena pri tlaku 420 MPa a spekaním pri
teplote 1000 ºC počas 0,33 h.
5. Ingot po tavení vykazuje nižšiu pórovitosť ako pred tavením. Mikroštruktúru tvoria
lamelárne zrná a častice fázy Ti3Al.
Poďakovanie
Táto práca vznikla za finančnej podpory Agentúry na podporu výskumu a vývoja v rámci
projektu APVV-0009-07.
Použitá literatúra
[1]
LEYENS, C., PETERS, M. Titanium and
titanium alloys - Fundamentals and
[3]
[4]
[5]
[6]
[7]
[8]
applications. Wiley-VCH Verlag GmbH &
Co. KGaA, Weinheim, 2005.
BARBOSA J., SILVA RIBEIRO C.,
CAETANO MONTEIRO A., Intermetallics,
2007,c.15, s. 945–955.
ANDREEV, D. E., SANIN, V. N.,
YUKHVID, V. I., AND SYTSCHEV, A. E.:
Reactive Sintering of Ti–Al and Ti–Al–Nb
Consolidated Elemental Blocks for Use as
Consumable Electrodes in Vacuum Arc
Melting. International Journal of SelfPropagating High-Temperature Synthesis,
2008, c. 2, s. 136–143.
NOVÁK, P., aj. Preparation of Ti-Al-Si
alloys by reactive sintering, Journal of
Alloys and Compounds, 2009, c. 470, s.
123–126.
NOVÁK, P., ŠERÁK, J., PRŮŠA, F.,
MICHALCOVÁ,
A.,
VOJTĚCH,
D.:Příprava intermediálních fází systému TiAl-Si reaktivní sintrací, 17th International
Conference on Metallurgy and Materials,
Editor: Tanger s.r.o., Ostrava, ČR, 2008, CD
ROM.
LAPIN,
J.,
GABALCOVÁ,
Z.,
FRKÁŇOVÁ, K., STANEKOVÁ, H.,
DEMIAN, S. Effect of compaction of
elemental materials on plasma melted ingots
of
intermetallic
Ti-Al-Ta
alloy,
Pripravované
do
časopisu
Kovové
Materiály.
http://www.handymath.com/cgibin/density.cgi?submit=Entry
LAPIN,
J.,
PELACHOVÁ,
T.,
WITUSIEWICZ, V.T., DOBROČKA, E.:
Effect of long-term ageing on microstructure
stability and lattice parameters of coexisting
phases in intermetallic Ti-46Al-8Ta alloy,
Intermetallics,
2010, doi:10.1016/j.intermet.2010.09.016
Type/Typ: Reviewed scientific paper / Recenzovaný odborný článok
- 25 -
���� �������
�� ���� ��
���� �������
�� �����
��� ���� ��
�� �����
���� �������
�� ���� ��
�� �����
���� �������
��� ����� ��
�� �����
www.materialing.com
MATERIALS ENGINEER
MATERIÁLOVÝ INŽINIER
Published / Vydané: 2010
Content/Obsah:
FRKÁŇOVÁ, K.: Metalurgická príprava intermetalických zliatin Ti-Al-Ta časť 1, pp./s. 1-6.
FRKÁŇOVÁ, K. – STANEKOVÁ, H.: Metalurgická príprava intermetalickej zliatiny Ti-Al-Ta
časť 2, pp./s. 7-11.
TRŠKO, L.: Precipitácia a precipitačné vytvrdzovanie, pp./s. 12-15.
STANEKOVÁ, H.: Degradácia mikroštruktúry zliatiny Ti-46Al-8Ta v priebehu creepu, pp./s.
16-20.
STANEKOVÁ, H. – FRKÁŇOVÁ, K.: Príprava intermetalickej zliatiny Ti-46Al-8Ta
reakčným spekaním a tavením, pp./s. 21-25.
Materials engineer | Materiálový inžinier is annualy published electronic publication ISSN 1337-8953 with
irregular web updating, dealing with materials and technology (non-commercial volunteering publishing). Pages
are aimed at creating a web-based database for students of Materials Engineering and related disciplines and to
offer the general public, non-didactic way information about materials. On the other hand, pages are dedicated to
young scientists and PhD students who want to start they publication career and share their research results in
Materials science and related branches.
Materiálový inžinier je elektronická publikácia, s ISSN 1337 - 8953 vydávaná raz ročne s nepravidelnou
webovou aktualizáciou, zaoberajúca sa materiálmi a technológiami. Stránky sú v prvom rade zamerané na
vytvorenie informačnej databázy pre študentov materiálového inžinierstva a príbuzných odborov a chcú
ponúknuť širokej verejnosti populárno-náučným spôsobom informácie o materiáloch. V druhom rade je
publikácia zameraná na možnosť publikácie článkov autorov, ktorí začínajú so svojou publikačnou kariérou a
chcú aby sa ich články dostali aj ku laickej verejnosti.
Publishing/Redakcia:
Marek Gebura - Editor in Chief / Šéfredaktor
Andrea Adamčíková – Editor, PR, adds / Redaktor, PR, inzercia
Peter Oslanec – publisher, administration / Vydavateľ, administrátor
Vladimír Girman – Editor / Redaktor
Michal Škeřík – Editor / Redaktor
Vydavateľ / Publisher: Peter Oslanec – ENTOS.
Vychádza pravidelne raz ročne – Published per annum
Download

Ročník III., 2010 - Materiálový inžinier