بخشی از مقاله
*** این فایل شامل تعدادی فرمول می باشد و در سایت قابل نمایش نیست ***
اتصال دهی سوپرآلیاژ IN738LC توسط فرایند فاز مایع نافذ گذرا و مطالعه پارامترهای آن
چکیده
خواص مکانیکی دما بالای مطلوب بهمراه مقاومت بخوردگی عالی سوپرآلیاژها موجب استفاده گسترده این گروه از مواد در شرایط سختکاری (دما و تنش بالا) شده است. در این شرایط سختکاری امکان ترکیدگی و بروز دیگر عیوب در قطعت ساخته شده از سوپرآلیاژها بسیار محتمل میباشد. بنابراین ارائه راهکاری مطمئن برای تعمیر و بازسازی قطعات مذکور ضروری است. در این پژوهش اتصالدهی سوپرآلیاژ پایه نیکل IN-738LC با استفاده از لایه واسط آمورف BNi-3 به روش پیونددهی فاز مایع نافذ گذرا (TLP) مورد مطالعه و بررسی واقع شد. لازم به ذکر است سوپرآلیاژ IN-738LC جزء آلیاژهای جوش ناپذیر میباشد. در این پژوهش تاثیر شرایط پیونددهی (دما و زمان) بر تغییرات ریزساختاری موضع اتصال و سینتیک انجماد همدما و همچنین عملیات حرارتی پس از پیونددهی نمونهها مورد بررسی و تحقیق واقع شد. مطالعات ریزساختاری انجام شده توسط میکروسکوپهای نوری و الکترونی روبشی حاکی از اهمیت فوق العاده دمای پیوندهی بر سینتیک انجماد همدما و ریزساختار توسعه یافته در ناحیه اتصال میباشد. تاثیر دمای پیونددهی بر نفوذ درهم عناصر آلیاژی و در نتیجه سینتیک انجماد همدما و دیگر تغییرات ریزساختاری ایجاد شده در ناحیه اتصال بصورت تئوری و تجربی مورد مطالعه و تحلیل واقع شد.
واژه های کلیدی: فرایند پیونددهی TLP، انجماد همدما، سوپرآلیاژ ، ریزساختار.
مقدمه
سوپرآلیاژ اینکونل (Inconel-738:IN-738) 738 یک سوپرآلیاژ ریختگی پایه Ni-Cr-Co میباشد که در سال 1967 میلادی به منظور تلفیق استحکام IN-713 با مقاومت به خوردگی و اکسیداسیون Udimet-500در آزمایشگاه Paul D. Merica Research تولید گردید.[1] بر حسب درصد کربن میتوان این سوپر آلیاژ را به دو دسته کمکربن (IN-738LC) با مقدار کربن 0.09- 0.13 wt% و پرکربن (IN-738C) با میزان کربن 0.15-0.2 wt% تقسیمبندی نمودIN-738LC . [2] یک سوپرآلیاژ پایه نیکل رسوب سخت شوندهی ریختهگری شده در خلاء میباشد.[3] شرایط سخت کاری قطعات ساخته شده از جنس IN-738LC موجب ایجاد عیوبی از جمله ترکیدگی قطعات مذکور میشود.[4] بعلاوه اشکال پیچیده و ابعاد بزرگ این قطعات موجب شده ساخت آنها در یک مرحله بسیار هزینهبر و در مواردی غیرممکن باشد.[5] در این شرایط توسعه یک فرایند اتصالدهی قابل اطمینان میتواند موجب کاهش چشمگیر هزینههای مربوط به تولید و نگهداری قطعات ساخته شده از جنس سوپرآلیاژها شود.
Duvall و همکارانش 6]و[7 در سال 1972 برای فائق آمدن بر مشکلات و معایب همراه با تکنیکهای مختلف پیونددهی سوپرآلیاژها و دیگر آلیاژهای دیرگداز، فرایند اتصالدهی فاز مایع گذرا (Transient Liquid Phase bonding: TLP) را توسط تلفیق دو فرایند پیونددهی نفوذی و لحیمکاری سخت توسعه دادند. در فرایند پیونددهی TLP، یک لایه واسط بین دو سطح مورد نظر برای پیونددهی قرار داده شده و مجموعه حاصل تا دمای اتصالدهی حرارت داده میشود . در دمای پیونددهی یک فاز مذاب (همانند فرایند لحیمکاری) در موضع اتصال تشکیل میگردد(مرحله ذوب و انحلال). در ادامه، با نگهداری این مجموعه پیونددهی در دمای اتصالدهی، نفوذ در هم عناصر آلیاژی بین فاز مذاب و فاز جامد اطراف آن (همانند فرایند جوشکاری نفوذی) موجب تغییر ترکیب شیمیایی فاز مذاب و در نهایت باعث از بین رفتن فاز مذاب در دمای پیونددهی از موضع اتصال میشود (مرحله انجماد همدما).
اهمیت استراتژیک IN-738LC در صنایع مختلف کشور از یک سو و ماهیت جوشناپذیر این سوپرآلیاژ از سوی دیگر موجب شد در این پژوهش فرایند اتصالدهی سوپرآلیاژ IN738LC مورد تحقیق و پژوهش واقع شود. برخلاف مطالعات انجام شده تاکنون در این زمینه [8-10] که تنها به مطالعه تاثیر شرایط اتصالدهی بر ریزساختار موضع مرکزی اتصال پرداختهاند، در این مقاله تاثیر نفوذ درهم عناصرآلیاژی در موضع اتصال به صورت تجربی و تئوری مورد بررسی و تحلیل واقع شد.
روش انجام آزمایش
سوپرآلیاژ IN-738LC با ترکیب شیمیایی(%Ni-16.1Cr-8.5Co-3.5Ti-3.5Al-2.6W-1.8Mo-1.8Ta-0.9Nb-(wt 0.05Zr -تهیه شده از شرکت مهندسی موادکاران- بعنوان سوپرآلیاژ پایه و صفحات آمورف AWS-BNi-3 با ترکیب شیمیایی Ni-4.5%Si-3.2%B و ضخامت 25.4µm (تولید شده توسط فرایند انجماد سریع) بعنوان لایه واسط استفاده شد. حضور عناصر B و Si در ترکیب شیمیایی لایه واسط به عنوان عناصر کاهش دهنده نقطه ذوب (Melting Point Depressant: MPD ) عمل نموده و امکان پیونددهی در دماهای کمتر از درجهحرارت تخریب آلیاژپایه را فراهم میآورد . بعلاوه عدم حضور برخی از عناصر آلیاژپایه از قبیل عناصر γ‟ساز (Ti, Al)، W و غیره در ترکیب لایه واسط امکان ایجاد اتصالی عاری از ترکیبات بینفلزی را افزایش میدهد.
نمونههای لازم برای پیونددهی TLP با ابعاد 10×10×5mm توسط وایرکات از سوپرآلیاژ پایه دریافتی برش زده شدند. برای زدون لایههای اکسیدی و ریختگی ایجاد شده حین تهیه نمونهها، سطوح مورد نظر برای پیونددهی با استفاده از سنبادههای SiC شماره 80-400 پولیش شدند. سپس این نمونهها درحمام متانول به مدت 20min به طریق آلتراسونیک چربیزدائی و بعد از آن توسط دمش هوای گرم به طور کامل خشک شدند. همچنین لایه واسط BNi-3 در ابعاد 10×10mm بریده و مشابه با سوپر آلیاژ پایه چربیزدایی گردید.
برای تهیه یک مجموعه پیونددهیTLP، یک قطعه لایهواسط در بین دو نمونه آماده و تمیز شده از سوپرآلیاژ پایه قرار داده شد. به منظور جلوگیری از سیلان مذاب به بیرون از موضع اتصال یک لایه پوشش سرامیکی Al2O3 پیرامون موضع اتصال ایجاد گردید و با استفاده از گرمکن (دمای 80ºC به مدت(3hr±15min پوشش سرامیکی ایحاد شده خشک شد.
عملیات پیونددهی TLP در کوره خلاء تحت فشار خلاء 10-4-10-5 Torr و در رنج دمایی 1100ºC-1220ºC به مدت زمان 1min-15hr انجام شد. نرخ گرمایش متوسط کوره خلاء مورد استفاده حدود 15 5ºC/min بود. بعد از پیونددهی در دمای مورد نظر، با خاموش نمودن کوره نمونهها در کوره تا دمای محیط سرد شدند.
بعد از پیونددهی، نمونهها عمود بر موضع اتصال با استفاده از وایرکات برش زده شدند و مطابق با اصول استاندارد متالوگرافی آمادهسازی سطحی شدند. سپس نمونههای آمادهسازی سطحی شده، با استفاده از محلول اچ 12cc H3PO4+40ccHNO3+48ccH2 SO4 در ولتاژ 5v به مدت 6sec الکترواچ گردیدند. همچنین، برای مطالعه ترکیبات بینفلزی تشکیل شده در آلیاژ پایه مجاور موضع اتصال از اچانت 100cc HCl+ 100cc distilled
H2O+100cc CH3OH+6gr CuCl2 استفاده شد.
بررسی ریزساختاری نمونهها توسط میکروسکوپ نوری و میکروسکوپ الکترونی (SEM) انجام شد. مطالعات SEM با بکارگیری میکروسکوپ JEOL JCM-5100 با ولتاژکاری 20KV و در مدهای مختلف تصویرگیری انجام شد. شناسایی فازها و مطالعه دقیق ریزساختاری توسط میکرو آنالیزگر الکترونی (EPMA: JEOL JXA- 8900) مجهز به آنالیزگر EDS و WDS تحت ولتاژ شتابدهنده 15KV صورت پذیرفت. با توجه به محدودیت آنالیز EDS در شناسایی و اندازه گیری عناصر سبک، از آنالیز WDS برای تعیین ترکیب شیمیایی فازها استفاده شد.
نتایج و بحث
-1 مطالعه پیشرفت انجماد همدما
مهمترین مرحله در فرایند اتصالدهی TLP، مرحلهی مربوط به انجماد همدما میباشد. بطوریکه این مرحله مبین تفاوت بین فرایند پیونددهی TLP و لحیمکاری میباشد. در شکل 1 پیشرفت انجماد همدما در موضع اتصال مجموعه IN738LC/BNi-3/IN738LC نشان داده شده است. در جدول 1 تاثیر دمای پیونددهی بر پارامترهای مختلف اتصال ارائه شده است. همانگونه که در شکل 1 و جدول 1 قابل مشاهده است در ابتدا پهنای فاز مذاب افزایش مییابد که به علت کمتر بودن چندین مرتبه ای قابلیت نفوذ در فاز جامد در مقایسه با نفوذپذیری فاز مذاب میباشد. بعبارت دیگر طبق قوانین فیک [11] میتوان گفت سرعت خروج عنصر کاهش دهنده نقطه ذوب (MPD) از فاز مذاب و تجمع در آلیاژ پایه مجاور موضع اتصال بیشتر از سرعت خروج عنصر MPD از این قسمت از آلیاژ پایه به نواحی دورتر از موضع اتصال می باشد. تجمع عنصر MPD در آلیاژپایه مجاور موضع اتصال موجب کاهش نقطه ذوب این قسمت از آلیاژ پایه و فراهم شدن شرایط لازم برای ذوب این ناحیه و توسعه فاز مذاب میشود.
بعد از تکمیل مرحله انحلال و توسعه فاز مذاب، نفوذ درهم عناصر آلیاژی بین آلیاژ پایه و فاز مذاب موجب افزایش نقطه ذوب فاز مذاب و شروع انجماد همدمای فاز مذاب میگردد. بعبارت دیگر نفوذ پیوسته عنصر کاهش دهنده نقطه ذوب (MPD) از فاز مذاب به آلیاژ پایه اطراف موجب میشود حجم کمتری از فاز مذاب بتواند در تعادل با فاز جامد واقع شود یعنی پیشرفت انجماد همدما.
شکل -1 پیشرفت انجماد همدما در موضع اتصال مجموعه IN738LC/BNi-3/IN738LC حین اتصالدهی در 1100°C به مدت زمان الف) 1min ب)5min ج)15min د)DAZ .30min معرف آلیاژپایه متاثر از نفوذ میباشد.
همانگونه که در شکل 1 دیده میشود انجماد همدمای فاز مذاب با تشکیل محلول جامد غنی از نیکل (فاز ) بر سطوح تماس آلیاژ پایه شروع و به سمت موضع مرکزی اتصال پیشروی نموده است. ترشوندگی نسبتا کامل سطوح تماس سوپرآلیاژ پایه توسط فاز مذاب باعث کاهش قابل ملاحظه فاکتور شکل و در نتیجه رشد اپیتکسیال فاز جامد همدما شده است .[12] بدین معنی که انجماد همدما تنها توسط مرتب شدن اتمهای فاز مذاب بر سطوح تماس آلیاژ پایه پیشرفت مینماید. بعلاوه افزایش مدت زمان پیونددهی موجب تغییر مورفولوژی فازهای بینفلزی تشکیل شده در موضع مرکزی اتصال از فرم پیوسته به جزایر مجزا (شکل (1 و در نهایت با تکمیل انجماد همدما محلول جامد پایه نیکل (فاز ) -عاری از ترکیبات بین فلزی- در تمام موضع اتصال تشکیل میگردد (شکل -1د). برخلاف انجماد غیر همدمای فاز مذاب، شرایط تعادلی حاکم بر پیشرفت انجماد همدما مانع از پس زده شدن عناصر آلیاژی در فصل مشترک L/S و تشکیل فازهای بین فلزی ناخواسته در موضع اتصال TLP حین انجماد همدما میشود.[13] بعبارت دیگر، سرد نمودن نمونهها قبل از عدم تکمیل انجماد همدما موجب تشکیل ترکیبات بین فلزی در ناحیه مرکزی اتصال میگردد که در نتیجه استحالهی یوتکتیکی L→ Boron-rich Intermetallic +Ni base solid solution میباشد کنتراست کاملا یکنواخت در تصویر الکترون برگشتی از موضع اتصال منجمد شده به صورت انجماد همدما (شکل 2 -ب) برخلاف کنتراست غیریکنواخت نمونهی سرد شده قبل از تکمیل انجماد همدما ( شکل -2الف) دلالت بر توزیع نسبتا یکنواخت فازهای تشکیل شده در موضع اتصال TLP بعد از تکمیل انجماد همدما دارد.
با در نظر گرفتن قانون بقای جرم و شرایط لازم برای توسعه فاز مذاب میتوان رابطه زیر را برای محاسبه ماکزیمم پهنای فاز مذاب (Wmax) حین اتصال TLP مجموعه دوتایی A/B/A ارائه داد.
در رابطه فوق mMPD و mLMPD به ترتیب مقدار عنصر MPD موجود در لایه واسط و فاز مذاب، ρIn و ρBM بهترتیب چگالی لایه واسط وآلیاژ پایه، A مساحت فصل مشترک L/S، W◦ پهنای اولیه لایه واسط، C1 و C L به ترتیب غلظت اولیه عنصر MPD در لایه واسط و فاز مذاب در تعادل با فاز جامد میباشد. با فرض در حدود هم بودن چگالی لایه واسط و آلیاژ پایه میتوان معادله1 را به صورت زیر نوشت:
از بین مدلهای مختلف ارائه شده برای تخمین مدت زمان لازم برای تکمیل انجماد همدما [13] (tIS)، رابطه بدست آمده براساس متحرک بودن فصل مشترک L/S از دقت بالاتری برخوردار است که در این قسمت ارائه میگردد.
