CC BY
45
ВИАМ/2013-Тр-10-01
УДК 669.018.44:669.017.165:
ИССЛЕДОВАНИЕ КОМПОЗИЦИЙ СИСТЕМЫ №-А1-Со ПРИ РАЗРАБОТКЕ НОВОГО ЖАРОПРОЧНОГО ДЕФОРМИРУЕМОГО ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОГО СПЛАВА
М.Н. Летников
Б.С. Ломберг
доктор технических наук
С.В. Овсепян
кандидат технических наук
Октябрь 2013
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 авиационно-космической 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 «Труды ВИАМ», №10, 2013 г.
УДК 669.018.44:669.017.165:
М.Н. Летников, Б. С. Ломберг, С. В. Овсепян
ИССЛЕДОВАНИЕ КОМПОЗИЦИЙ СИСТЕМЫ NI-AL-CO ПРИ РАЗРАБОТКЕ НОВОГО ЖАРОПРОЧНОГО ДЕФОРМИРУЕМОГО ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОГО СПЛАВА
Представлены результаты исследований структуры, фазового состава и механических свойств экспериментальных композиций тройной системы Ni-Al-Co с целью разработки на их основе нового интерметаллидного жаропрочного сплава для дисков турбин.
Ключевые слова: интерметаллидный жаропрочный сплав, система Ni-Al-Co, фазовый состав, механические свойства, ГТД.
M.N. Letnikov, B.S. Lomberg, S.V. Ovsepyan
INVESTIGATION EXPERIMENTAL ALLOYS BASED ON NI-AL-CO TERNARY SYSTEM FOR DEVELOPMENT A NEW HIGH-TEMPERATURE INTERMETALLIC ALLOY FOR DISK APPLICATION
The result of studies of the structure, phase composition and mechanical properties of the experimental alloys based on ternary Ni-Al-Co system for development a new intermetallic disk alloy are presented.
Key words: intermetallic alloy, ternary Ni-Al-Co system, phase composition, mechanical properties, gas turbine engine
Анализ тенденций развития зарубежных газотурбинных двигателей для авиационной техники показывает, что при разработке ГТД нового поколения приоритетными целями на ближайшие 10-15 лет (программы VAATE, UEET, Leap-Х) являются: улучшение топливной экономичности, увеличение тяги, снижение массы, уменьшение шума и вредных (NOx, CO2) выбросов в атмосферу. В России для создания конкурентоспособной авиационной техники приняты государственные и отраслевые программы, в которых поставлены аналогичные цели и задачи развития на перспективу до 2030 года [1, 2].
С точки зрения материаловедения поставленные задачи можно решать путем разработки новых более эффективных материалов и технологий их производства. Для
деталей горячего тракта, в том числе дисков турбины, в соответствии с намеченными целями наиболее важным является увеличение их рабочей температуры и снижение плотности при прочностных свойствах на уровне либо выше уровня этих свойств у существующих материалов.
В области жаропрочных дисковых сплавов за последнее десятилетие разработаны новые высокопрочные сплавы на никелевой основе:
- зарубежные - LHSR, Rene 104, RR 1000, Alloy 10;
- отечественные - деформируемый ВЖ175-ИД, а также гранульные ВВ750П и ВВ751П.
Состав, структура и технология производства таких сплавов постоянно совершенствуются. Например, в сплаве ВЖ175-ИД (разработчик ФГУП «ВИАМ») помимо тщательно сбалансированного состава применены новые подходы к формированию структуры заготовки диска, что позволило реализовать преимущество этого материала по ряду характеристик (МЦУ, кратковременной и длительной прочности) в сравнении с аналогами [3, 4].
Однако, несмотря на значительные успехи в улучшении комплекса прочностных характеристик, рабочие температуры новых дисковых жаропрочных никелевых сплавов не превышают 800°С, за исключением сплава ЭП975-ИД, разработанного для длительной эксплуатации до 850°С.
Существенное увеличение (на 100°С и более) рабочих температур жаропрочных никелевых сплавов возможно путем добавок рения и рутения, стабилизирующих у-твердый раствор, которые используются в новом поколении литейных сплавов [5, 6]. Подобное дорогостоящее легирование для дисковых сплавов не применимо. В связи с вышесказанным, задача разработки принципиально новых материалов для дисков ГТД становится все более актуальной.
Поиск альтернативы жаропрочным никелевым сплавам ведется много лет. Известны исследования, направленные на разработку материалов дисперсионно-упрочняемых более термически стабильными частицами, чем у'-фаза [Ni3(Al, Ti)]. Так, предлагаются сплавы на основе кобальта, упрочняемые фазой Co3(Al, W) [7, 8]; высокотемпературный сплав на основе тройной эвтектики с высоким содержанием ниобия [9]; сплавы на основе иридия, упрочняемые Ir3(Al, W), Ir(Al, W) [10]. Однако такие материалы либо имеют высокую плотность, либо чрезвычайной дороги, а в случае легирования большим количеством ниобия требуют обязательного применения защитного покрытия.
Наиболее изученными высокотемпературными материалами являются интерметаллидные сплавы на основе МзЛІ. Во ФГУП «ВИАМ» разработан ряд сплавов серии ВКНА для лопаток с рабочими температурами 900-1200°С и низкой плотностью [11, 12]. Однако такие материалы не являются деформируемыми и в качестве сплавов для дисков не применяются.
Одной из перспективных для разработки интерметаллидных деформируемых сплавов является система №-А1-Со, потенциал которой заключается в возможности широкого выбора различных комбинаций фаз (у+Р; у'+Р; у+у'+Р; у+у'), где за счет интерметаллидов Р (N1, Со)А1 и у' (N1, Со)3А1 возможно получить сочетание низкой плотности, высокой жаростойкости и прочности, а у-твердый раствор (Со, N1) придает пластичность всей композиции. Исследования различных сплавов на основе системы №-А1-Со показали, что приемлемую пластичность и прочность можно получить в сплавах со структурой р/у'/(Со, N1), модифицированных титаном и бором [13, 14].
Целью данной работы является изучение возможностей композиций на основе системы №-А1-Со для создания нового жаропрочного деформируемого интерметаллидного сплава для дисков турбин с плотностью <8 г/см3 и рабочей температурой не менее 900°С.
Материалы и методики исследований
Расчетный состав экспериментальных композиций на основе системы №-А1-Со приведен в табл. 1. Содержание алюминия в сплавах выбиралось в пределах 15-21% (атомн.), где нижнее значение соответствует максимальной расчетной плотности 8 г/см3, верхнее - ограничивает содержание Р-фазы на уровне 40-50%. В составе всех композиций также присутствует титан для легирования у'-фазы и бор - в количестве
0,02% (по массе).
Таблица 1
Расчетный состав экспериментальных композиций на основе системы №-А1-Со
Условный номер состава Содержание элементов, % (по массе)
N1 А1 Со Т1
1 41 19,7 37 2,3
2 35 19,7 43 2,3
3 37 17,7 43 2,3
4 33 14,7 51 2,3
5 44 14,7 40 2,3
Механические свойства экспериментальных композиций сплава на основе системы №-А1-Со
Условный номер состава Кратковременная прочность* при 20°С Время до разрушения при 900°С и постоянно приложенном напряжении 100 МПа, ч
Ов О0,2 5
МПа %
1 849 623 8 6,9 <1
2 1275 687 17,5 11 1,3
3 1216 628 32 35,5 1,5
4 1069 584 37,75 61,5 31; 22; 26,5
5 1119 648 33,3 50,5 32,5
* Средние значения.
Выплавку проводили вакуумно-индукционным методом с последующим переплавом на установке направленной кристаллизации УВНК-14. Заготовки (диаметром до 250 мм и высотой 30-40 мм) получали деформацией на прессах с усилием 1600 и 630 тс с изотермическими установками нагрева штампов. Испытания для определения механических свойств образцов (табл. 2) проводили на растяжение при комнатной температуре и на длительную прочность - при 900°С. Локальный химический и фазовый состав определяли методом количественного микрорентгеноспектрального анализа, микроструктуру исследовали на растровом электронном микроскопе 1БМ-6490ЬУ*.
Результаты исследований В зависимости от химического состава экспериментальные композиции имели различную микроструктуру. В составах 1, 2 и 3 (А1>17,7% атомн.) структура металла в литом состоянии представляет собой у-матрицу с дисперсными частицами у'-фазы и крупными включениями Р-фазы неправильной формы, вокруг и внутри которых присутствуют у'-частицы (рис. 1). Состав Р-фазы неравновесный и при высокотемпературной обработке внутри Р-зерен происходит выделение у'-частиц, при этом исходные фазовые границы Р-у' не изменяются. С помощью металлографического анализа установлено, что количество неравновесной Р-фазы в литом состоянии следующее:
Условный номер состава Содержание Р-фазы, %
1.........................................~40
2.........................................~32
3........................................~21.
* В работе принимали участие Е.Б. Чабина, Е.В. Филонова, Г.И. Морозова, Е.А. Давыдова.
Микроструктура композиций 4 и 5 (Л1<14,7% атомн.) представляет собой у-твердый раствор с дисперсными частицами у'-фазы. В составе 4 выявлены отдельные мелкие частицы (следы) Р-фазы, в составе 5 она полностью отсутствовала.
В ходе работы установлено отрицательное влияние Р-фазы на деформационную способность композиций. По цилиндрической поверхности слитков, в зоне наибольших растягивающих напряжений на разных стадиях деформации образовывались многочисленные трещины. Исследование микроструктуры таких дефектных областей выявило, что растрескивание в основном происходит по границе раздела фаз р/у' (рис. 2) и наблюдается для всех исследованных композиций с Р-фазой.
а) б)
10 мкм
у+уП
Рисунок 1. Микроструктура (а - *500; б - *2500) экспериментальных композиций в литом
состоянии
Рисунок 2. Микроструктура (*500) дефектной зоны композиции 1 после деформации
Результаты испытаний механических свойств подтвердили негативное влияние Р-фазы (см. табл. 2). Так, состав 1 с наиболее высоким содержанием Р-фазы показал неудовлетворительные свойства как при комнатной температуре, так и при испытаниях на длительную прочность. Составы с меньшей концентрацией Р-фазы (2 и 3) показывают более высокие значения предела прочности, относительного удлинения и сужения, однако длительная прочность при 900°С остается крайне низкой. Составы без Р-фазы (4 и 5) обладают избыточной пластичностью при несколько меньших значениях прочности, при этом время до разрушения при испытаниях на жаропрочность увеличилось и составило ~30 ч.
С учетом полученных результатов проведены исследования серии дополнительных композиций, не содержащих Р-фазу. Расчетное содержание А1 снижено до значений 7,2-8,5% (по массе). Учитывая невысокую прочность и избыточную пластичность, экспериментальные композиции дополнительно легировали танталом и совместно танталом и ниобием в соотношениях Та/МЬ, равных 1/2 и 1/3 соответственно (табл. 3).
Таблица 3
Расчетный состав экспериментальных композиций на основе системы №-А1-Со,
легированных Та и №
Условный номер состава Содержание основных элементов, % (по массе) Соотношение легирующих элементов Та/МЬ
N1 А1 Со Т1
6 50,6 8,4 38 2 1/-
7 49,6 8,4 37 2 1/2
8 47,2 7,8 37 2 1/2
9 48,5 7,5 36 2 1/3
Введение в экспериментальные композиции Та и N привело к значительному увеличению количества у'-фазы и появлению ее в виде крупных неравномерных выделений. Отжиг при температурах 1220-1240°С позволяет частично растворить эти у'-частицы. В отсутствие в структуре Р-фазы все композиции продемонстрировали хорошую пластичность при деформации из литого состояния.
Результаты испытаний составов 6-9 показали, что легирование танталом и ниобием не приводит к увеличению кратковременной прочности при 20°С, для всех сплавов она находится приблизительно на одном уровне (рис. 3). При этом сохраняется высокая пластичность (>35%). Однако жаропрочность по сравнению с составами 4 и 5 значительно возрастает (табл. 4). Наиболее заметное влияние на длительную прочность
оказывает тантал. Среди всех составов максимальное время до разрушения при 900°С показал состав 8, содержащий в сумме 6% Та и ЫЬ.
Таблица 4
Длительная прочность экспериментальных композиций на основе системы №-А1-Со, легированных Та и №
Условный номер состава Время до разрушения при 900°С и постоянно приложенном напряжении 100 МПа, ч
6 75; 65
7 67; 57; 52; 47
8 118; 108; 114;106; 133
9 63; 50; 64
Рисунок 3. Пределы прочности (□) и текучести (■) при 20°С для экспериментальных композиций (6-9) на основе системы №-А1-Со
Исследования структурной и фазовой стабильности этого состава после выдержек при 900°С в течение 100 и 500 ч показали, что фазовый состав сплава не меняется. Структурные изменения в нем связаны с коагуляцией и сращиванием мелкодисперсных частиц у'-фазы, которые проявляются уже после 100 ч выдержки (рис. 4).
1 мкм 1 мкм
Рисунок 4. Морфология (*10000) у'-фазы до (а) и после (б) выдержки в течение 100 ч при 900°С
Таким образом, проведены исследования экспериментальных композиций на основе тройной системы №-Л1-Со с добавками титана, тантала, ниобия и бора. Выявлено негативное влияние Р-фазы на механические свойства составов с тройной (у+у'+Р)-структурой. В двухфазных у/у' композициях благодаря добавкам тантала и ниобия возможно обеспечить жаропрочность при 900°С на базе 100 ч (о=100МПа). Для дальнейшего повышения свойств необходимо обеспечить дополнительное упрочнение у-твердого раствора и повышение стабильности мелкодисперсных у'-частиц при высоких температурах.
Результаты исследований показывают значительные потенциальные возможности композиций системы №-Л1-Со, легированных титаном, танталом и ниобием, для создания интерметаллидных деформируемых жаропрочных сплавов нового класса для дисков турбин.
ЛИТЕРАТУРА
1. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 7-17.
2. Оспенникова О.Г. Стратегия развития жаропрочных сплавов и сталей специального назначения, защитных и теплозащитных покрытий //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 19-36.
3. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М., Мазалов И.С. Высокотемпературные жаропрочные никелевые сплавы для деталей газотурбинных двигателей //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 52-57.
4. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М. Никелевые литейные сплавы нового поколения //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С.36-52.
5. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М. Особенности легирования и термической обработки жаропрочных никелевых сплавов для дисков газотурбинных двигателей нового поколения //Авиационные материалы и технологии. 2010. №2. С. 3-8.
6. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Елютин Е.С. Монокристаллические жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей //Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. Машиностроение. 2011. №SP2. С. 38-52.
7. High temperature resistant cobalt base superalloy: pat. 2010/0061883 US; опубл. 11.03.2010.
8. Cobalt base alloy with high heat resistance and high strength and process for producing the same: pat. 2008/0185078 Japan; опубл. 07.08.2008.
9. Ternary nickel eutectic alloy: pat. 2009/0136381 UK; опубл. 28.05.2008.
10. Irridium-based alloy with high heat resistance and high strength and process for producing the same: pat. 2008/0206090 Japan; опубл. 28.08.2008.
11. Базылева О.А., Аргинбаева Э.Г., Туренко Е.Ю. Жаропрочные литейные интерметаллидные сплавы //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 57-60.
12. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Базылева О.А. Материалы для высокотеплонагруженных деталей газотурбинных двигателей //Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. Машиностроение. 2011. №SP2. С. 13-19.
13. Kimura Y., Miura S., Suzuki T., Mishima Y. Microstructure and mechanical properties of two-phase alloys based on the B2-type intermetallic compound CoAl in the Co-Al-Ni ternary system //Materials Transactions. 1994. V. 35. №11. P. 800-807.
14. Kimura Y., Elmer H. Lee, Liu C.T. Microstructure, phase constitution and tensile properties of Co-Ni-Ti-Al base multi-phase alloys //Materials Transactions. 1995. V. 36. №8. P. 1031-1040.
