Ростовая текстура при направленной кристаллизации никелевых жаропрочных сплавов

ВИАМ/2006-204526
Ростовая текстура при направленной
кристаллизации никелевых жаропрочных
сплавов
В.Н. Толорайя
Е.Н. Каблов
И.Л. Светлов
Февраль 2006
Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП
«ВИАМ» ГНЦ) – крупнейшее российское государственное
материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет
разрабатывающее и производящее материалы, определяющие
облик современной авиационно-космической техники. 1700
сотрудников ВИАМ трудятся в более чем тридцати научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных
цехах и испытательном центре, а также в четырех филиалах
института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку
металлических и неметаллических материалов, покрытий,
технологических процессов и оборудования, методов защиты
от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов,
полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по
государственным программам РФ, так и по заказам ведущих
предприятий авиационно-космического комплекса России и
мира.
В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного
научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный.
За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной техники 233
сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных
государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены
наградами на выставках и международных салонах в Женеве и
Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3
бронзовыми медалями, получено 15 дипломов.
Возглавляет институт лауреат государственных премий
СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов.
Статья
подготовлена
для
опубликования
в
журнале
«Металловедение и термическая обработка металлов», №8, 2006г.
Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public
Ростовая текстура при направленной кристаллизации
никелевых жаропрочных сплавов
В.Н. Толорайя, Е.Н. Каблов, И.Л. Светлов
Всероссийский институт авиационных материалов
Рассмотрены процессы формирования аксиальной ростовой текстуры
[001] при направленной кристаллизации никелевых жаропрочных сплавов,
определены их качественные и количественные характеристики. Проведено
моделирование конкурентного роста на плоских бикристаллических слитках.
Введение
В настоящее время метод направленной кристаллизации или метод
Бриджмена–Стокбаргера нашел широкое применение в производстве
турбинных лопаток из никелевых жаропрочных сплавов с направленной и
монокристаллической структурой. В мировой практике применяют две
промышленные
технологии
получения
монокристаллических
лопаток,
отличающиеся друг от друга способом зарождения монокристаллической
структуры.
Используемая за рубежом технология, разработанная американской
фирмой Pratt and Whitney, основана на формировании аксиальной ростовой
текстуры
[001]
за
счет
конкурентного
роста
столбчатых
зерен.
Монокристаллическая структура отливки зарождается от одного столбчатого
зерна ориентации [001], выбранного из множества зародившихся на
холодильнике
зерен
с
помощью
кристаллоотборника
специальной
конструкции [1]. Такая технология позволяет получать лопатки только с
аксиальной ориентацией [001], получение других ориентаций или получение
заданной азимутальной ориентации практически невозможно. Отечественная
технология,
разработанная
в
ВИАМ,
основана
на
том,
что
монокристаллическая структура лопатки наследуется от специальных
затравок практически любой кристаллографической ориентации.
Конкурентный рост и, как следствие, формирование аксиальной текстуры
[001] объясняется обычно тем, что быстрее всего растут столбчатые кристаллы,
у которых ориентация [001] образует минимальный угол с направлением
вектора термического градиента Gz и, наоборот, оттесняются кристаллы с
максимальным углом отклонения. ГЦК-монокристаллы с ориентацией [111]
имеют максимальный угол отклонения от направления [001] (≈54°), поэтому
они выклиниваются любым соседним зерном иной ориентации. Соответственно
столбчатые зерна строгой ориентации [001] оттесняют кристаллы любых
других ориентаций. Однако результаты тщательных исследований лопаток с
направленной структурой позволяют сделать вывод, что сформулированный
постулат является необходимым, но недостаточным.
Цель данной работы – исследование динамики формирования аксиальной
текстуры [001] и уточнение механизма конкурентного роста столбчатых
зерен,
образующихся
при
направленной
кристаллизации
никелевых
жаропрочных сплавов.
Методика проведения исследований
Динамику формирования ростовой аксиальной структуры [001] в
процессе направленного теплоотвода исследовали на стартовых частях
монокристальных турбинных лопаток из жаропрочного сплава ЖС36 [2].
Дендритную структуру изучали на продольных и поперечных шлифах в
световом микроскопе «Неофот-2» и на растровом электронном микроскопе
JSM-840 в режиме обратно отраженных электронов. В последнем случае
контраст на нетравленных шлифах возникает вследствие различия средних
атомных масс структурных и фазовых составляющих материала, в данном
случае из-за разницы средних атомных масс дендритных и междендритных
областей сплава ЖС36. Ростовую текстуру определяли рентгеноструктурным
методом на дифрактометре ДРОН-3 при съемке в характеристическом
медном K α1 -излучении.
Исследование механизмов конкурентного роста и определение условий
получения турбинных лопаток, структура которых состоит из нескольких
столбчатых зерен с заданной аксиальной и азимутальной ориентацией,
проводили на плоских бикристальных пластинах. Эти пластины размером
170×30×2 мм из сплава ЖС36 были получены методом направленной
кристаллизации при двух значениях термического градиента Gz и двух скоростях
вытягивания R (Gz=8–10°С/мм, R=10 мм/мин и Gz=2–2,5°С/мм, R=3,5 мм/мин).
Скорость охлаждения, равная произведению Gz × R (°С/мин), различалась на
порядок. На рис. 1 показан образец, состоящий из двух цилиндрических слитков,
между которыми росла собственно бикристальная пластина.
Рисунок 1. Схема литейного блока для получения бикристальных пластин
Аксиальную и азимутальную кристаллографические ориентации каждого
цилиндрического слитка задавали «тугоплавкими» затравками из сплава
системы Ni–W [3, 4] полученными методом ориентированной вырезки [5].
Первоначально в цилиндрических отливках зарождаются от затравок и
растут независимо два монокристалла разных ориентаций вплоть до места
стыка. Выше этого места происходит совместный осевой и боковой рост двух
плоских зерен с образованием границы, поверхность которой была
перпендикулярна широким граням пластины. Морфологию дендритной
структуры в каждом зерне изучали на продольных шлифах, вырезанных
таким образом, чтобы в после зрения попадала граница между ними.
Точность ориентации в аксиальном и азимутальном направлениях
составила ∆α hkl =2,0–2,5°.
Результаты исследований и их обсуждение
Первый этап исследования динамики формирования ростовой текстуры
[001] столбчатых зерен, а затем монокристаллической структуры в процессе
направленной
кристаллизации
проводили
на
стартовой
части
монокристальной отливки.
Стартовая
часть
монокристальной
отливки
(рис.
2)
состоит
из
цилиндрического или прямоугольного стартера (1) высотой ~30–35 мм,
кристаллоотборника-геликоида (2) в виде 1,5–2 витков спирали
∅5
мм
высотой, приблизительно равной высоте стартера, так что угол подъема
витка спирали составляет ~30–40°, и конуса-кристалловода (3), который
служит для подвода монокристальной структуры в полость формы,
образующей собственно отливку (турбинную лопатку).
Рисунок 2. Стартовая часть монокристальной отливки:
а – схема; б – фото
Металлографические исследования дендритной структуры и анализ
температурно-скоростных параметров направленной кристаллизации
Анализ макроструктуры боковой поверхности стартера показал, что в его
придонной части структура мелкозернистая равноосная, которая обычно
формируется в отливках при очень высоких скоростях охлаждения. Высота
этой зоны составляет всего ~2–3 мм. Остальной объем стартера заполнен
мелкозернистыми столбчатыми кристаллами, вытянутыми в направлении
отвода тепла. Исследование дендритной структуры проводили на 12
поперечных сечениях, расположенных на разных расстояниях от основания
стартера.
Эти
же
сечения
в
дальнейшем
использовали
для
рентгеноструктурного анализа формирования ростовой структуры в стартере.
Известно, что дендриты в ГЦК-кристаллах располагаются рядами
параллельно кубическим плоскостям {001}. В зависимости от ориентации
монокристалла на поверхности поперечного шлифа может наблюдаться от
одной до трех систем таких рядов, параллельных следам выходов кубических
плоскостей {001} на плоскость данного шлифа. Размер дендритной ячейки
характеризуется расстоянием λ между рядами дендритных осей 1-го порядка,
выстроенных вдоль плоскостей {001}.
Теория и практика показывают, что параметр λ является весьма полезной
характеристикой, так как существует однозначная связь между величиной
междендритного расстояния λ и скоростью охлаждения G z R. Для сплавов
такого класса, как ЖС36, эта зависимость выглядит следующим образом:
λ=620(G z R)-0,3,
где λ – в мкм, a G z R – в °С/мм.
Таким образом, по величине параметра дендритной ячейки λ в каждом из
исследуемых сечений можно оценить условия кристаллизации, при которых
данная дендритная структура была получена. Результат такого анализа
представлен на рис. 3.
Рисунок 3. Изменение параметров дендритной ячейки λ, разориентации ∆α[001]
и скорости охлаждения G z R по высоте стартовой части монокристальной отливки
Видно, что параметр λ резко возрастает от основания стартера до его
верхней части, после чего рост λ замедляется и на верхнем срезе конусакристалловода достигает значения ~320–340 мкм. В соответствии с этим
изменяется и скорость кристаллизации: в основании стартера произведение
G z R достигает величины порядка 1000°С/мин, а в верхней части стартера, в
области геликоида и конуса-кристалловода – почти не изменяется, достигнув
величины G z R≅20–25°С/мин. Последние значения соответствуют условиям
направленной кристаллизации с радиационным отводом тепла от литейной
формы, которая медленно вытягивается из нагревателя. Типичные режимы
роста в этом случае составляют: G z ≅5–7°С/мм, R≅3–5 мм/мин.
Рентгеноструктурное исследование формирования ростовой текстуры и
совершенства монокристаллов
Оценку вида структуры и степени совершенства монокристаллов
проводили на дифрактометре методом качания [6]. В случае достаточно
совершенного
единственный
монокристалла
узкий
рефлекс,
на
так
дифрактограмме
называемый
наблюдается
«простой»
рефлекс.
Дифрактограмма сильно фрагментированного монокристалла состоит либо
из одного простого рефлекса значительной ширины, либо из нескольких
отдельно стоящих или накладывающихся друг на друга пиков, каждый из
которых является отражением от отдельного фрагмента. Последний случай
классифицируется
как
«сложный»
рефлекс.
Таким
образом,
по
дифрактограммам можно оценить степень совершенства монокристаллов.
Количественной
характеристикой
для
оценки
совершенства
монокристаллов является величина (∆α 001 )0,5 или (∆α 001 )0,25 для «простого»
рефлекса, т.е. ширина рефлекса в градусах шкалы на половине или четверти
высоты пика, а в случае «сложного» рефлекса ∆α 001 – угловое расстояние
между крайними пиками в рефлексе.
На
нижнем
торце
стартера,
непосредственно
соприкасающимся
с
холодильником, формируется равноосная структура, при которой ориентация
зерен равномерно заполняет площадь стандартного стереографического
треугольника. Начиная со второго сечения и до верхнего торца стартера,
образуется столбчатая структура, характерная для процесса направленной
кристаллизации.
При
этом
текстура
усиливается
по
мере
развития
кристаллизации, что подтверждается уменьшением разброса разориентировок
отдельных зерен от ∆α001≅41° до ∆α001≅10–12°, а средняя ориентация <001> по
всем зернам постепенно приближается к оси слитка, т.е. направлению
теплоотвода (рис. 3). Это приводит к тому, что в последнем сечении стартера
дифрактограмма состоит из сильно размытого простого рефлекса с α001≅0° и
∆α001≅10°. Таким образом, в результате конкурентного роста в верхнем торце
стартера уже создается мелкозернистая столбчатая структура с явно
выраженной аксиальной текстурой [001]. Наличие ростовой текстуры упрощает
задачу, решаемую кристаллоотборником-геликоидом, которая заключается в
сепарации одного кристалла из множества кристаллов ориентации [001] и в
подводе его к конусу, а затем и к лопатке, не нарушая его совершенства.
В основании кристаллоотборника-геликоида наследуется столбчатая
структура стартера, однако уже в первом полувитке геликоида формируется
монокристальная структура, совершенство которой с каждым последующим
полувитком повышается. В последнем сечении образуется достаточно
совершенная структура, характеризуемая простым, узким и гладким
дифракционным
рефлексом
[(∆α 001 )0,5≅1,2°;
(∆α001 )0,25≅1,5–1,7°].
Далее
сформировавшаяся в геликоиде монокристальная структура передается в
конус-кристалловод с минимальной потерей совершенства [(∆α 001 )0,5≅1,3–1,5°;
(∆α 001 )0,25≅2,0°].
Результаты
сечений приведены в табл. 1.
рентгеноструктурных
исследований
всех
Таблица 1.
Результаты рентгеноструктурного анализа процесса конкурентного роста
монокристальной отливки из сплава ЖС36 в стартовой зоне
Исследуемая
зона слитка
Стартер
Геликоидкриталлоотборник
Конускристалловод
№
сечений
Тип
структуры
1
2
3
4
5
6
Равноосная
7
8
α 001
∆α 00
(∆α 001 )0,5
1
град
–
–
–
41
21,5
~15
~12
~10
~55
–
–
–
–
–
–
–
–
–
–
–
–
–
–
–
Столбчатая
–
16–17
–
–
Монокристальная
~5
–
1,2; 1,3
2,5; 2,5
9
~7,8
–
1,3; 1,5
1,8; 2,0
10
11
12
2,8
6,4
4,0
–
1,2; 1,2
1,8; 1,8
1,3; 1,5
1,5; 1,7
2,5; 2,5
2,0; 2,0
Столбчатая
Монокристальная
Примечание. Рентгеноструктурные
металлографические исследования.
Примечания
(∆α 001 )0,25
исследования
–
–
проводили
на
тех
же
Множество
отдельных
рефлексов
12
Один простой
размытый
рефлекс
Несколько
отдельных или
перекрывающихся рефлексов
Простой с
зазубринами
рефлекс
Простой
гладкий
рефлекс
То же
Простой
гладкий
рефлекс
сечениях,
что
и
Таким образом, метод отбора позволяет получить на выходе из геликоида
достаточно совершенную монокристальную структуру без крупных субзерен
с отклонением α 001 , не превышающим ~10°. Формирование такой структуры
для
дендритно-ячеистого
роста
обусловлено
не
только
тем,
что
кристаллоотборник выбирает одно зерно из множества столбчатых, но еще и
выделяет более мелкую структурную составляющую (например, одну или
несколько дендритных осей) того же выбранного зерна.
Это происходит вследствие того, что при росте монокристалла через
геликоид происходит непрерывное формирование новых ветвей 1-го порядка
из осей 2-го порядка, т.е. тангенциальный рост монокристалла в данном
случае осуществляется за счет постоянной генерации осей 1-го порядка. В
полость формы, образующую лопатку, прорастает кристалл, возникший от
одной из осей 2-го порядка, в котором наличие субзерен с большой
разориентацией маловероятно.
Исследование процесса конкурентного роста в бикристальных пластинах
Уже отмечалось, что конкурентный рост обусловлен тем, что в
ГЦК-структурах линейная скорость роста столбчатых зерен с ориентацией
[001] или близкой к ней максимальна и поэтому они оттесняют зерна любых
других ориентаций.
Впервые
механизм
образования
преимущественной
ориентации
столбчатых зерен исследован в классической работе Д. Вальтера и
Б. Чалмерса [7, 8]. Авторы рассмотрели направленный рост дендритов в
условиях
термического
и
концентрационного
переохлаждения
при
кристаллизации чистого свинца и алюминия, а также их сплавов с оловом и
серебром. На основе экспериментальных результатов сформулировано
условие выклинивания неблагоприятно ориентированного зерна за счет
генерации новых дендритных осей на границе раздела: оси первого порядка в
соседних зернах должны образовывать расходящийся угол. В дальнейшем
эта идея была развита в работах [9, 10] применительно к направленной
кристаллизации
никелевых
жаропрочных
сплавов
со
столбчатой
и
монокристаллической структурами.
Как известно, границы зерен в металлах являются поверхностями раздела
между соседствующими кристаллами различной ориентации [11]. В общем
случае кристаллографическое положение плоской межзеренной границы
определяется пятью геометрическими параметрами, а именно тремя углами
θ i , характеризующими ориентационные соотношения между двумя зернами,
и двумя углами ϕ i , определяющими ориентацию самой границы. Собственно
разориентация двух кристаллов задается осью поворота и и величиной этого
поворота – углом θ.
Объектом исследования служили три группы пластин с различной
взаимной пространственной ориентацией зерен относительно направления
роста или температурного градиента G z , нагревателя печи и нормали к
плоскости бикристальной пластины (аксиальная и азимутальная ориентации
соответственно). Направление
роста
в
данном случае
совпадало
с
вертикальной осью Z отливки (рис. 1).
К первой группе отнесены пластины с нулевым или заданным отклонением
аксиальной ориентации обоих зерен от кристаллографического направления
[001]. Вторую группу составляли пластины, у которых зерно 1 имело точную
аксиальную ориентацию [001], а зерно 2 – [011]. Бикристаллические пластины
третьей группы состояли из зерна 1 строгой осевой ориентировки [001] и
зерна 2 с нулевым отклонением от направления [111].
Если для бикристаллов групп [001]–[001] и [001]–[011] положение осей
поворота определить достаточно просто, то для [001]–[111] ось поворота,
обеспечивающая требуемую разориентацию, определяли с использованием
сетки Вульфа.
На рис. 4 показаны исходная и конечная ориентации направлений <001>
этих двух кристаллов. Прежде всего определяются плоскости, в которых
происходит поворот от исходного положения направления <001> к конечному,
а затем – нормали N к ним. После этого определяются плоскости, в которых
лежат нормаль и исходное направление <001>, а также нормаль и конечное
направление <001>. Геометрическим местом точек положения оси, поворот
вокруг которой переводит начальное положение <001> в конечное, будет
линия пересечения «бисекторной» плоскости со сферой стереографической
проекции. Данная «бисекторная» плоскость образует равные углы с двумя
плоскостями, в которых лежит нормаль N – исходное и, соответственно,
конечное положение <001>. Таких геометрических мест положения оси
поворота строится три (хотя достаточно двух, а третье – для контроля
правильности построения). Точка их пересечения дает положение оси и,
переводящей все три исходных положения направлений <001> в конечные.
Затем эта ось переводится в центр проекции и определяется угол поворота θ.
Рисунок 4. Исходная и конечная ориентации направлений <001>
бикристаллов группы [001]–[111] (индексы конечной ориентации подчеркнуты)
В табл. 2 и 3 приведены все исследованные варианты разориентаций и
ориентаций кристаллов и, как результат эксперимента, величины наклонов
границ бикристаллов.
Таблица 2.
Кристаллографические характеристики
бикристаллических пластин 1-й группы [001] – [001]
№/№
вариантов
Режим
роста
Разориентация зерен
ось
угол
поворота поворота
и [hkl]
θ
1
2
3
4
5
6
7
15
Gz =8–
10°С/мм,
R=10 мм/мин
[100]
Gz =2–
2,5°С/мм,
R=3,5
мм/мин
[100]
25
25
наклон
границы
β
0
15
10
0
12
0
12
Аксиальные кристаллографические
ориентации зерен (азимут – [100])
угол отклонения угол отклонения
зерна 1 от [001], зерна 2 от [001],
α1
α2
град
15
0
30
15
25
10
25
0
0
25
25
0
0
25
Таблица 3.
Кристаллографические характеристики бикристальных пластин
2-й и 3-й групп – [001]–[011] и [001]–[111]
Группа
бикристаллов
Режим
роста
[001]–
[011]
Разориентация зерен
ось
угол
поворота поворота
и [hkl]
θ, град
G z =8–
[100]
10°С/мм,
R=10
мм/мин
G z =2–
[100]
2,5°С/мм,
R=3
мм/мин
G z =8–
см. рис. 4
10°С/мм,
R=10
мм/мин
G z =2–
см. рис. 4
2,5°С/мм,
R=3
мм/мин
[001]–
[111]
45
Кристаллографическая ориентация
кристалл 1
кристалл 2
аксиальная аксиаль- азимутальная
ная [hkl]
α [001] , град
α [hkl] ,
(азимут –
<001>)
град
0
[100]
α [011] =0
Наклон
границы
β, град
0
α [011] =0
[011]
10–15
0
0
[100]
10–15
0
α [011] =0
α [011] =0
[011]
0
72
0
α [111] =0
[110]
~15
72
0
α [111] =0
[110]
~15
45
Исследования структуры отливок показали, что изменение режимов роста
в вышеуказанных пределах не оказывает существенного влияния на угол
наклона границы β. Наличие или отсутствие оттеснения одного кристалла
другим при одинаковой их разориентации определяется их аксиальной и
азимутальной ориентациями относительно направления роста.
Проанализируем механизмы конкурентного роста в каждой группе
подробно.
Различные
варианты
взаимной
ориентации
столбчатых
зерен
в
бикристаллических пластинах первой группы [001]–[001] приведены в табл. 2.
Следует отметить, что азимутальная ориентация обоих зерен в пластинах
первой
группы
была
такой,
что
кристаллографической плоскости (100).
широкая
грань
соответствовала
Дендритная структура в обоих зернах состоит из ветвей первого порядка,
развитых на всю длину пластины вдоль кристаллографического направления
[001] и разориентированных относительно направления температурного
градиента G z (теплового потока) на углы α 1 и α 2 . Ветви второго порядка
расположены поперек теплового потока и поэтому слабо развиты и
выстраиваются вдоль плоскостей (010) и (100).
Наклон границы при стыковке двух зерен в процессе роста определяется
взаимным пространственным расположением дендритных осей первого
порядка относительно направления роста. Зерно 1 строгой аксиальной
ориентации [001] оттесняет соседнее зерно 2, если направление дендритных
осей первого порядка зерна 2 образует расходящийся угол с аналогичными
осями зерна 1. Боковой рост зерна 1 осуществляется путем генерации новых
осей первого порядка на вторичных осях в местах их стыковки с наклонной
межзеренной границей. Этот случай, соответствующий вариантам 5 и 7 в
табл. 2, изображен на рис. 5.
Рисунок 5. Зерно строгой аксиальной ориентации [001],
оттесняющее соседнее зерно (расходящийся угол)
Зерно 1 [001] (α 1 =0) оттесняет при росте зерно 2 с расходящимся углом
наклона осей 1-го порядка (α 1 =25°) за счет того, что для кристалла [001], как
и для обоих зерен, создаются условия для генерации новых ветвей дендритов
1-го порядка. Угол наклона в данном случае β≈0,5α 2 . При таком росте между
осями 1-го порядка каждого из зерен создается клиновидный зазор, в
который прорастают оси дендритов 2-го порядка. По мере роста ширина
зазора возрастает, длина прорастания ветвей 2-го порядка увеличивается, от
них начинают формироваться новые оси 1-го порядка и все повторяется
сначала. Ось этого «клина» наклонена в сторону зерна 2 с большим
отклонением ориентации от [001], в результате чего происходит оттеснение
последнего. Межзеренная граница проходит по оси указанного (или близка к
ней) «клина», и ее наклон зависит от наклона самого клиновидного зазора
между кристаллами.
Следует отметить, что рост, при котором постоянно возникают новые оси
1-го порядка, характерен для всех зерен с ориентацией, отличной от
кубической. Для ориентации [001] возникновение новых осей 1-го порядка
происходит только при перемене режима роста или при росте в отливке с
увеличивающимся сечением. Примером последнего является рост дендритов
в конусе-кристалловоде, подводящем структуру от затравки к собственно
отливке (рис. 6, а). Сначала от оси 1-го порядка [001] развивается ось 2-го
порядка на длину, равную междендритному расстоянию λ, а затем возникает
новая ось 1-го порядка и так далее.
Рисунок 6. Возникновение новых осей 1-го порядка в отливке с увеличивающимся
сечением (а) и дендритная структура цилиндрического слитка с отклонением от
кристаллографической ориентации [001] (б)
Для зерен с отклонением ориентации от [001], например, при росте
цилиндрического слитка, область возникновения новых осей 1-го порядка
имеет достаточно строгую азимутальную ориентацию (рис. 6, б). Механизм
роста тот же: сначала зазор между стенкой формы и кристаллом заполняется
осями 2-го порядка, затем от них формируются оси 1-го порядка.
Если в обоих зернах оси 1-го порядка образуют сходящийся угол, то рост
новых осей 1-го порядка в зерне 1 блокируется и граница в бикристалле
становится вертикальной (рис. 7, а; табл. 2, вариант 1). Зерно [001] не
оттесняется потому, что в процессе направленной кристаллизации оно
несколько обгоняет соседнее на величину ∆h, поскольку для роста последнего
требуется большее переохлаждение в соответствии с зависимостями:
R 001 =k∆T 001 ; R hkl =k∆T hkl ; R hkl =R 001 /cosα;
∆T hkl =∆T 001 /cosα; ∆h=∆T 001 /G z (1/cоsα–1),
где ∆Т hkl – переохлаждение на вершине дендрита, R – скорость роста,
G z – термический градиент на фронте роста, λ – угол наклона оси дендрита
1-го порядка, ∆h – разница в положении фронта роста зерен [001] и [hkl].
Рисунок 7. Вертикальная граница в бикристалле, оси первого порядка в обоих зернах
образуют сходящийся угол (а), место стыка осей дендритов 1-го порядка (б) и кристалл
с бóльшим отклонением от [001] оттесняет кристалл с меньшим отклонением (в)
Место стыка осей дендритов 1-го порядка показано на рис. 7, б. Зерно с
отклонением ориентации от [001] не может оттеснить зерно [001], поскольку
отстает от него по высоте на ∆h, но, в свою очередь, первое блокирует
механизм образования осей 2-го порядка у зерна [001] и не позволяет ему
расти в радиальном направлении за счет образования новых ветвей 1-го
порядка. Для кристалла с большим α [001] кристалл с меньшим отклонением
является как бы стенкой формы, оси дендритов в него упираются и рост
прекращается.
Блокирование формирования новых осей 1-го порядка приводит к тому,
что кристалл с бóльшим отклонением от [001] может оттеснять кристалл с
меньшим
отклонением.
Оси
дендритов
последнего,
поскольку
их
направление не совпадает с направлением вертикальной оси отливки,
прекращают свой рост (выклиниваются), достигнув вершинами стенки
формы (рис. 7, в; табл. 2, варианты 2, 3).
При росте нескольких столбчатых зерен, например, в стартовой части
отливки, для оттеснения кристалла, имеющего отклонение от ориентации
[001] на угол α, необходимо, чтобы этот кристалл соседствовал, по крайней
мере, с двумя кристаллами [001]. При этом высота, на которой происходит
оттеснение, зависит от величины α и поперечного размера кристалла.
Понятно, что если кристалл располагается у стенки формы, то он может не
оттесняться в процессе роста.
Наиболее наглядно закономерности конкурентного роста проявляются в
бикристаллических пластинах второй группы [001]–[011].
Дендритная структура зерна [011] формируется осями первого порядка
[100] и [010] под углом 45° относительно направления роста, причем эти
ветви развиты примерно одинаково. Поэтому при кубическом азимуте зерна
2 дендритная структура на плоскости (100) представляет собой две системы
линий под углами +45°/–45°.
В этом случае области, сформированные осями [001] (сходящийся угол), не
оттесняются зерном 1, тогда как области, сформированные направлениями [010]
(расходящийся угол), оттесняются. В результате этого межзеренная граница
приобретает ступенчатый характер в макроскопическом масштабе (рис. 8).
Рисунок 8. Структура границы бикристалла [001]–[011]
При азимутальной ориентации [011] зерна 2 стыковка с зерном 1
происходит по плоскостям {001}. В этом случае оттеснения не происходит
из-за взаимного блокирования процесса формирования новых осей 1-го
порядка и граница остается в процессе роста вертикальной (β=0°).
Наклонная граница в бикристаллах третьей группы [001]–[111] с
азимутом второго зерна [011] аналогична по строению границе в
бикристаллах второй группы, т.е. имеет ступенчатую морфологию. Однако в
отличие от [001]–[011] для данного бикристалла нет азимутальной
ориентации с β=0°.
Для создания вертикальной границы в бикристалле [001]–[111] можно
ориентировать кристалл [111] с отклонением от заданной ориентации
α <111> ≈10°. В этом случае при азимутальной ориентации [110] в кристалле
[111] будут устойчиво формироваться оси дендритов 1-го порядка,
направленные
к
границе
бикристалла,
и,
соответственно,
граница
бикристалла становится вертикальной. Однако точной ориентации [111]
получить в этом случае не удается.
Выводы
Формирование ростовой аксиальной текстуры [001] с разориентацией
∆α [001] =10–15° происходит на небольшой высоте стартера – ~20 мм, что
может быть связано как непосредственно
с
высокими
скоростями
охлаждения, достигаемыми при заливке расплава на холодильник, так и
косвенно, за счет размельчения структурных составляющих сплава.
Установлены
правила
конкурентного
роста
столбчатых
зерен
в
бикристальных слитках:
• если оси дендритов 1-го порядка в соседних столбчатых зернах
пересекаются и образуют сходящиеся углы в направлении роста, то угол
наклона границы бикристалла β≈α 1 , где α 1 – угол наклона оси дендрита 1-го
порядка в кристалле с меньшим отклонением кристаллографического
направления [001] от оси роста;
• если оси дендритов 1-го порядка в соседних столбчатых зернах
образуют расходящиеся углы в направлении роста, то угол наклона границы
бикристалла β≈α 1 +0,5∆α [001] , где α 1 – угол наклона дендритной оси 1-го
порядка в кристалле с меньшим отклонением направления [001] от оси роста,
а ∆α [001] – угол между направлениями осей дендритов 1-го порядка в
соседних зернах.
Список литературы:
1. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Толорайя В.Н. Монокристаллы никелевых жаропрочных
сплавов. М.: Машиностроение, 1997. 333 с.
2. Патент 1513934 РФ, МКИ С22с 19/05. Монокристаллический сплав на основе никеля /
Р.Е. Шалин, С.Т. Кишкин, Е.Б. Качанов и др. 04.01.1988. Зарег. 25.01.1993.
3. А. с. 839153 СССР, МКИ В22Д 27/04. Способ изготовления отливок из жаропрочных
сплавов с направленной и монокристальной структурой / В.Н. Толорайя, Д.А. Петров,
А.В. Рогов и др. От 16.01.1980. Зарег. 13.02.1981.
4. Патент
2185929
РФ,
монокристаллической
МКИ
В22Д
структурой
и
27/04.
изделие,
Способ
получения
полученное
этим
отливок
с
способом
/
В.Н. Толорайя, Е.Н. Каблов, Г.А. Остроухова. От 02.11.2000 // БИ № 21, 2002.
5. Патент 1822375 РФ, МКИ В22Д 27/04. Способ получения затравок для литья
монокристаллических изделий из никелевых жаропрочных сплавов / В.Н. Толорайя,
И.Л. Светлов, А.И. Кривко, Н.Г. Орехов. От 31.10.1990 // БИ № 22, 1993.
6. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1970. 256 с.
7. Walter D., Chalmers В. Origin of the Preffered Orientation in the Columnar Zone of Ingots //
Transaction of Metallurgical Society of AIME. 1959. V. 215. P. 447–456.
8. Процессы роста и выращивание монокристаллов / Под ред. Н.Н. Шефтеля. М.: Изд-во
иностранной литературы, 1963. 530 с.
9. McLean М., Lee P.D., Shollock В.A. Origins of Solidification Defects during Processing of
Nickel-Base Superalloys // Advanced Materials and Processes for Gas Turbines. 2002. TMS.
P. 83–90.
10.
Yang X.L., Dong H.B., Wang W, Lee P.D. Microscale Simulation of Stray Grain
Formation in Investment Cast Turbine Blades // Materials Science and Engineering. 2004. V.
A386. P. 129–139.
11.
Кайбышев О.А., Валиев P.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия,
1987. 212 с.