Scientific journal
Modern problems of science and education
ISSN 2070-7428
"Перечень" ВАК
ИФ РИНЦ = 0,791

MODELING THE PHASE COMPOSITION OF WELD OF THE ALLOY ХН70ТЮ

Krivonosova E.A. 1
1 Perm National Research Polytechnic University
В настоящей работе разработана математическая модель термодинамики фазовых превращений, позво-ляющая всесторонне исследовать равновесный фазовый состав сварных швов хромоникелевых сплавов при различных температурах. Согласно модели при содержании хрома более 22 мас. % температура начала выделения интерметаллидов превышает солидус сплава Cr-Ni, т.е. в этом случае термодинамиче-ски возможно выделение первичных интерметаллидов Ni3Al. Первичные выделения Ni3Ti вероятны при содержании хрома более 36 %. Для повышения прочности сварного шва рассматриваемого сплава реко-мендовано замедленное охлаждение шва в интервале ниже 10000С и, в зависимости от рабочей темпера-туры сварной конструкции, старение в интервале интенсивного выделения гамма-фазы – 900-6000С. Разрабо-танная математическая модель термодинамики фазовых превращений может быть использована для исследования фазового состава и других хромоникелевых сплавов.
In this paper, the mathematical model of the thermodynamics of phase transformations, allowing comprehen-sively investigate the equilibrium phase composition of the weld nickel-chromium alloys at different temperatures. According to the model when the chromium content of more than 22 wt. % Tempera-round selection start intermetallic alloy solidus exceeds Cr-Ni, ie in this case, thermodynamics, dynamical possible allocation of pri-mary intermetallic Ni3Al. Initial allocation Ni3Ti likely with chromium content of more than 36%. To improve the weld strength of the alloys recommended slow cooling in the range below the seam 10000 С and, depending on the operating temperature of the welded structure, aging in the range of emission rates of gamma phase - 900-6000 C. The developed mathematical model of the thermodynamics of phase transformations can be use to IC The phase composition and other chromium-nickel alloys.
intermetallic phases
precipitation hardening
thermodynamics
nickel-chromium alloys
welds

Основной проблемой сварки  жаропрочных хромоникелевых сплавов является недостаточная прочность сварных швов после быстрого охлаждения, характерного для сварки плавлением. Повышение их прочности возможно при высокотемпературном старении, когда проявляется эффект дисперсионного упрочнения выделяющимися интерметаллидами. При повышенном содержании алюминия и титана в хромоникелевом сплаве выделение g¢-фазы может начинаться уже в расплаве.

Для обоснования разработки технологии получения высокопрочных сварных соединений изделий из стареющих хромоникелевых сплавов представляет интерес выявление необходимых условий начала выделения интерметаллидов, составляющих g¢-фазу. В конечном варианте задача такого типа теоретически может быть решена методом термодинамического моделирования, который в пределах точности известных термодинамических характеристик никелевых сплавов позволяет определить максимальную температуру термодинамической вероятности появления интерметалидов в сплавах заданного состава, равновесные состав и количество интерметаллидов при более низких температурах [4, 5, 7]. При этом возможно описание изменения этих факторов при варьировании состава сплава.

Методология

Целью данной работы является термодинамическое моделирование выделения интерметаллидов  в  сплаве  хн70тю  ( 67,5 мас. % Ni,  28,7 % Cr,  2,5 % Ti, 1,3 % Al). Принимаем, что в сплаве такого состава возможна g¢-фаза, состоящая из Ni3Al, Ni3Ti, Cr0,33Al.

Для реакции

                           3|Ni| + |Al| = Ni3Al                                                                                       (1)

(при стандартном состоянии – чистые металлы), изменение энергии Гиббса (DG0T,1) представлено в виде

,

где- коэффициенты активности Al и Ni в никеле.

Примем gNi = 1 и, по теории параметров взаимодействия Вагнера, получим

               ,

где g0 – коэффициент активности элемента в разбавленном растворе; ejAl –  параметр взаимодействия элемента j с алюминием.

Выражая DG0T,1 по методике [6] через теплоту образования Ni3Al, получим (Дж/г×ат.Al)

DG0T,1 = -157314 + 7,1Т .

Учитывая, что g0Al = 0,00025;  eAlAl = 36850/T – 5,16  [4]; eCrAl = 9  [3], и принимая   eTiAl =eAlAl , приходим к уравнению, моделирующему равновесие между Ni, Al и Ni3Al в сплаве Ni-Cr-Ti-Al:

.                                   (2)

Согласно уравнению (2) максимальная температура выделения Ni3Al в исследуемом сплаве равняется 1762 К (1487 0С).

Для равновесия реакции

                3|Ni| + |Ti| = Ni3Ti                                                                                                    (3)

    изменение энергии Гиббса, вычисленное по теплоте образования интерметаллида (-140448 Дж) по методике И.С.Куликова [6], представим следующим выражением (стандартное состояние – чистые металлы, Дж/г×ат.Ti):

DG0T,1 = -139913 + 6,3Т .

С использованием закона действия масс при gNi = 1

.

Принимая g0Ti,1873 = 0,00019; eTiTi = 40500/T; eCrTi = 10[1, 6]  и eAlTi =eAlAl = 36850/T – 5,16,  получаем уравнение, описывающее равновесие  (3) в сплаве на основе Ni:

 

.                                        (4)

Для исследуемого сплава расчетная максимальная температура существования Ni3Ti составляет 1541 К (1268 0С), что ниже температуры начала выделения Ni3Al. Поэтому найденное значение требует уточнения, так как при этой температуре содержание алюминия в растворе будет ниже, а хрома – выше исходного. Расчет ХAl  для 1541 К по уравнению (2) приводит к величине ХAl  = 0,016. Уточненная температура начала выделения Ni3Ti составляет 1475 К.

Результаты оценки влияния на температуры начала выделения интерметаллидных фаз содержания хрома, алюминия и титана при изменении их доли приведены в табл. 1.

Согласно модели при содержании хрома более 22 мас. % температура начала выделения интерметаллидов превышает солидус сплава Cr-Ni, т.е. в этом случае термодинамически возможно выделение первичных интерметаллидов Ni3Al. Первичные выделения Ni3Ti вероятны при содержании хрома более 36 %.

Наша оценка для сплава хн70тю доли соединения Cr0,33Al в интерметаллиде,  проведенная по формуле

                                                           (5)

с использованием следующих данных [6]: DG0T, обр. = -22344 + Т; DG0T, обр. = -157314 + 7,1Т    (Дж/г×ат.Al); eAlCr = 9, eTiCr = 10, eCrCr= 2,1; g½Cr½1873 = 0,6 [1], показала, что в интервале 1630–973 К доля хрома в интерметаллиде изменяется от 10-4 до 10-7. Следовательно, хрома в алюмиде никеля практически нет.

            Полученные уравнения (2)-(5) представляют собой модель термодинамики процесса выделения интерметаллидных фаз в сварных швах хромоникелевые сплавов при сварке плавлением и позволяют анализировать влияние состава сплава на равновесную температуру начала выделения интерметаллидов.

        Анализ результатов моделирования

 

В табл. 1 приведены результаты расчетов по полученным моделям при  изменении содержания Cr, Al, Ti в базовом сплаве.

Количество g¢-фазы в сплаве хн70тю при понижении температуры оценили по методике, изложенной в работе [3], дополнив ее учетом изменения равновесного состава расплава (обогащение хромом при обеднении никелем вследствие его ухода в интерметаллид). Особенности кристаллизации сплава в двухфазной области не учитывали из-за ее небольшого размера.

При охлаждении сплава до 1762 К все элементы находятся в расплаве, в интервале 1762–1475 К из расплава выделяется Ni3Al, ниже 1475 К в равновесной системе появляется дополнительно Ni3Ti. Расчет проведен методом конечных элементов по интервалам температур.

                                                                                                      Таблица1

Влияние содержания хрома, алюминия и титана (мас. %) на температуру начала выделения интерметаллидов при охлаждении сплава хн70тю

 

Сr

 

Температура начала выделения, 0С

 

Al

 

Температура начала выделения, 0С

 

Ti

 

Температура начала выделения, 0С

Ni3Al

Ni3Ti

Ni3Al

Ni3Ti

Ni3Al

Ni3Ti

32,9

1646

1350

2,0

1530

1335

3,5

1623

1427

28,7

1489

1218

1,7

1514

1309

3,0

1565

1357

23,1

1405

1096

1,3

1489

1268

2,5

1489

1268

18,4

1312

970

0,5

1432

1177

0,9

1164

924

13,7

1194

832

0,05

1401

1128

0,086

779

578

 

Атомная доля элемента, входящая в интерметаллид, обозначена как U. Для температуры Т2 приняли равновесную атомную долю титана (Х½Ti½) в расплаве, соответствующую Т1. По уравнению (2) рассчитали Х½Al½ при Т2. По разности Х½Al½(T) - Х½Al½(Тi+1) = UAl находим атомную долю алюминия, вошедшую в Ni3Al. При этом количество никеля в Ni3Al UNi = 3 UAl. В расплаве останется Х½Ni½= Х½Ni½исх. - UNi. Изменившийся состав расплава выражали в атомных долях.

Для определения Х½Ti½ при Т2 в уравнении (4) использовали найденные атомные доли элементов в равновесном расплаве и уточняли Х½Al½ при Т2 по уравнению (2) и Х½Ti½ по уравнению (4). На следующем этапе значение Х½Ti½ для  Т2 использовали для расчета равновесного состава металлического расплава при Т3 и т.д. По величинам Ui при определенных температурах определяли массовые доли алюминия, титана и никеля, ушедшие в интерметаллиды, и равновесную массовую долю g¢-фазы в сплаве в зависимости от температуры. Равновесный фазовый состав сплава хн70тю, определенный по разработанной математической модели, приведен в табл. 2 и на рисунке 1.

Разработанная математическая модель термодинамики  фазовых превращений позволяет всесторонне исследовать равновесный фазовый состав хромоникелевых сплавов при различных температурах.

Следует заметить, что результаты расчетов имеют оценочный характер, в частности, из-за экстраполяции термодинамических характеристик на область твердого состояния сплава.

Тем не менее, оцененное количество g¢-фазы в сплаве хн70тю при 700 0С соответствует определенному экспериментально для сплавов этого типа после старения при 700 0С (8-25 мас. %.) [1].

 
 

 

                                                                                      Таблица 2

Равновесный фазовый состав сплава хн70тю, мас. %

 

Т,0С

Состав расплава

Доля интерметаллидов

Ni

Cr

Ti

Al

Ni3Al

Ni3Ti

g¢-фаза

1490

67,5

28,7

2,5

1,3

0

0

0

1202

66,8

30,1

2,5

0,53

5,8

0

5,8

1127

66,1

31,5

2,0

0,38

7,1

2,4

9,5

1027

65,4

32,8

1,5

0,23

8,4

4,4

12,8

927

64,65

34,2

1,0

0,17

8,8

7,3

16,1

827

64,2

35,2

0,5

0,07

9,5

9,3

18,8

727

63,8

36,0

0,22

0,022

9,9

10,5

20,4

627

63,6

36,3

0,09

0,007

9,9

11,3

21,2

527

63,4

36,5

0,03

0,002

9,9

11,7

21,6

 

Для повышения прочности сварного шва рассматриваемого сплава можно рекомендовать замедленное охлаждение шва в интервале  ниже 10000С и, в зависимости от рабочей температуры сварной конструкции, старение в интервале интенсивного выделения g¢-фазы – 900-6000С.

Выводы

 

  1. Разработана математическая модель термодинамики процесса выделения интерметаллидных фаз в сварных швах хромоникелевого сплава хн70тю при сварке плавлением,  позволяющая всесторонне исследовать равновесный фазовый состав металла шва при различных температурах и прогнозировать его прочностные свойства.
  2. Для повышения прочности сварного шва рассматриваемого сплава можно рекомендовать замедленное охлаждение шва в интервале  ниже 10000С и, в зависимости от рабочей температуры сварной конструкции, старение в интервале интенсивного выделения g¢-фазы – 900-6000С.
  3. Разработанная математическая модель термодинамики  фазовых превращений может быть использована для исследования фазового состава и других хромоникелевых сплавов.

 

Рецензенты:

Беленький В.Я., д.т.н., проф., декан МТФ ПНИПУ, г. Пермь.

Щицын Ю.Д., д.т.н., зав. каф. СПиТКМ МТФ ПНИПУ, г. Пермь.