CC BY
18
Научная статья УДК 669.245
DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-5-3-20
КОНСТРУИРОВАНИЕ КОРРОЗИОННОСТОЙКОГО ЖАРОПРОЧНОГО НИКЕЛЕВОГО СПЛАВА ВЖМ9 ДЛЯ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ЛОПАТОК ГАЗОВЫХ ТУРБИН
Н.В. Петрушин1, Э.Г. Римша1, С.А. Луцкая1, Н.С. Дмитриев1
Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Национального исследовательского центра «Курчатовский институт», Москва, Россия; admin@viam.ru
Аннотация. Рассмотрены химический состав и механические свойства известных коррозионностойких жаропрочных никелевых сплавов для турбинных лопаток со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой. Представлены результаты компьютерного конструирования и экспериментальных исследований нового монокристаллического коррозионностойкого жаропрочного никелевого сплава ВЖМ9 с 1,5 % (по массе) Re и плотностью 8,35 г/см3. Показано, что сплав ВЖМ9 обладает высокой фазовой стабильностью, повышенными характеристиками прочности и пластичности
при растяжении (с2°2 =970 МПа, ajf =1030 МПа, 520° = 10 %, у20° = 13,5 %) и длительной прочности (a1000° = 200 МПа, a5000° =140 МПа, a1000° =120 МПа).
Ключевые слова: коррозионностойкие жаропрочные никелевые сплавы, монокристаллы, компьютерное конструирование, фазовая стабильность, микроструктура, предел прочности при растяжении, условный предел текучести, пластичность, длительная прочность
Для цитирования: Петрушин Н.В., Римша Э.Г., Луцкая С.А., Дмитриев Н.С. Конструирование коррозионностойкого жаропрочного никелевого сплава ВЖМ9 для монокристаллических лопаток газовых турбин // Труды ВИАМ. 2023. № 5 (123). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-5-3-20.
Scientific article
DESIGN OF CORROSION-RESISTANT NICKEL-BASED SUPERALLOY VZHM9 FOR SINGLE CRYSTAL GAS TURBINE BLADES
N.V. Petrushin1, E.G. Rimsha1, S.A. Lutskaya1, N.S. Dmitriev1
federal State Unitary Enterprise «All-Russian Scientific-Research Institute of Aviation Materials» of National Research Center «Kurchatov Institute», Moscow, Russia; admin@viam.ru
Abstract. The chemical composition and mechanical properties of the well-known corrosion-resistant nickel-based superalloys for of turbine blades with a columnar granular structure and a single-crystal structure are considered. Result of computer design and experimental studies of new single crystal corrosion resistant nickel-based superalloy VZHM9 with 1.5 (% wt.) Re and density 8.35 g/cm3 are presented. It is shown that the VZHM 9 alloy has high phase stability, increased tensile strength and ductility characteristics (©20° = 970 MPa, a20 = 1030 MPa, S20° =10 %,
y20° = 13,5 %), and creep strength (a^ = 200 MPa, a5000° =140 MPa, ©1000° =120 MPa).
Keywords: corrosion-resistant nickel-based superalloys, single crystals, computer design, phase stability, microstructure, ultimate tensile strength, yield strength, ductility, creep strength
For citation: Petrushin N.V., Rimsha E.G., Lutskaya S.A., Dmitriev N.S. Design of corrosion-resistant nickel-based superalloy VZHM9 for single crystal gas turbine blades. Trudy VIAM, 2023, no. 5 (123), paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-5-3-20.
Введение
Жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) имеют важное значение как в авиационной промышленности при создании перспективных авиационных газотурбинных двигателей (ГТД), так и в энергетической - при разработке современных газотурбинных установок (ГТУ). Именно материал турбинных лопаток определяет максимальную температуру рабочего газа на входе в турбину, а следовательно, отношение полного давления рабочего газа к давлению на входную кромку лопатки, от которого зависит удельная мощность турбины [1-9]. Основным фактором высокотемпературной работоспособности турбинных лопаток из ЖНС является их гете-рофазное строение, характеризующееся наличием большой объемной доли дисперсных частиц у'-фазы на основе интерметаллического соединения №3А1 в достаточно прочной и стабильной многокомпонентной никелевой у-матрице. Положительное влияние гетерофазной структуры на способность материала сопротивляться высокотемпературной ползучести называется эффектом Кишкина [10].
Спецификой работы ЖНС, из которых методами литья изготавливают турбинные лопатки для стационарных ГТУ, является длительная (до 20-40 тыс. ч) эксплуатация при относительно невысоких (до 900-1000 °С) температурах в коррози-онно-активной среде продуктов сгорания топлива [4, 9]. Поэтому к таким сплавам предъявляются повышенные требования в отношении фазовой стабильности и сопротивления высокотемпературной солевой коррозии. Последнее достигается повышенным содержанием в сплавах хрома до 12-16 % (по массе) и определенными соотношениями в сплавах концентраций (% (по массе)) титана Сп, алюминия См и хрома Ссг, выражаемых следующими критериями [11]:
СТ1/ СА1 > (0,7-1,0); (1)
СС5 • Ст1 / СА5 > (3-6). (2)
Для литейных коррозионностойких ЖНС в остальном применяются те же принципы легирования, что и для литейных ЖНС авиационного назначения [7, 9, 12, 13].
Наиболее широкое применение для изготовления по технологии равноосного литья поликристаллических турбинных лопаток ГТУ получили коррозионностойкие ЖНС отечественного производства марок ЧС-70, ЧС-88У и др., а также зарубежные -марок Ш-738ЬС, ¡N-792, ¡N-939 и др. [4, 9].
В настоящее время лопатки турбин современных ГТУ, предназначенных для длительной работы в различных условиях, в том числе в условиях воздействия морской среды, производятся с использованием технологий не только поликристаллического литья, но и направленной кристаллизации, первоначально разработанной применительно к деталям авиационных двигателей. Для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой созданы специальные коррозионностойкие ЖНС. В табл. 1 приведен химический состав наиболее известных коррозионностой-ких ЖНС по основным легирующим элементам, в табл. 2 - их механические свойства [4, 9, 12, 14-22]. Из данных табл. 1 следует, что для монокристаллических кор-розионностойких ЖНС, так же как и авиационных ЖНС для ГТД [23], прослеживаются тенденции увеличения концентрации тугоплавких элементов (W, Та, Мо) и легирования Яе при сохранении повышенной концентрации Сг. Введение Яе в легирующий комплекс монокристаллических коррозионностойких ЖНС объясняется его наиболее эффективным, по сравнению с другими тугоплавкими элементами, положительным влиянием на жаропрочные свойства сплавов на никелевой основе [24-27].
Таблица 1
Химический состав литейных коррозионностойких жаропрочных никелевых сплавов
Сплав Содержание элементов, % (по массе)
C Cr Ti Mo W Nb Al Co Hf Ta Re Zr B
Сплавы для лопаток с поликристаллической равноосной структурой
ЧС-70 0,09 15,6 4,4 2,0 5,3 0,2 3,0 10,8 - - - 0,05 0,02
ЧС-88У 0,07 15,6 4,6 2,0 5,3 0,12 3,1 10,8 0,3 - - 0,08 0,05
IN-738LC 0,11 16,0 3,4 1,75 2,6 0,9 3,4 8,5 - 1,75 - 0,04 0,01
IN-792 0,12 12,7 4,2 2,0 3,9 - 3,2 9,0 - 3,9 - 0,1 0,02
Сплавы для лопаток c направленной столбчатой структурой
ЦНК-7 0,09 14,8 4,0 0,4 6,8 - 3,9 8,7 - - - - -
DS-16 0,06 16,0 3,5 3,0 - - 3,5 5,0 1,0 3,5 - 0,015 0,015
DSGTD-111 0,10 14,0 5,0 1,5 3,7 - 3,0 9,4 0,15 3,0 - 0,05 0,01
IN-792LC 0,08 13,5 3,5 1,85 4,1 - 3,4 9,0 1,0 4,1 - 0,02 0,015
Сплавы для лопаток с монокристаллической структурой
ЦНК-8М 0,01 12,3 4,5 0,4 6,7 0,9 4,1 8,7 - - - - -
СЛЖС-5 0,005 12,5 3,5 1,0 2,5 0,7 2,8 16,0 0,1 3,7 4,2 - 0,008
SC-16 - 16,0 3,5 3,0 - - 3,5 - - 3,5 - - -
PWA1483 0,07 12,2 4,1 1,9 3,8 - 3,6 9,0 - 5,0 - - -
CMSX-11B 0,05 12,5 4,2 0,5 5,0 0,1 3,6 7,0 0,004 5,0 - - -
CMSX-11C - 14,9 4,2 0,4 4,5 0,1 3,4 3,0 0,04 5,0 - - -
CM186LC 0,07 6,0 0,7 0,5 8,0 - 5,7 9,0 1,4 3,0 3,0 0,005 -
Одним из важных преимуществ химического состава монокристаллических коррозионностойких ЖНС является пониженное содержание или отсутствие в них C, B и Zr - элементов, упрочняющих границы зерен в поликристаллических ЖНС (табл. 1). Во-первых, это позволило уменьшить температурный интервал кристаллизации путем повышения температуры солидус сплавов, что имеет большое значение при отливке монокристаллических лопаток. Во-вторых, в монокристаллах отсутствуют большеугло-вые границы зерен, по которым интенсивно протекают процессы коррозии. Поэтому монокристаллы ЖНС более устойчивы к коррозии и в них можно ввести меньшее количество хрома, не ухудшая коррозионной стойкости. В монокристаллических сплавах за счет пониженного содержания хрома стало возможным повысить объемную долю упрочняющих частиц у'-фазы и температуру ее полного растворения (температура у'-солвус), в результате чего удалось улучшить характеристики жаропрочности и термической стабильности у/у'-микроструктуры. Однако полное исключение C, B и Zr из систем легирования этого класса сплавов нецелесообразно в связи с тем, что в отливаемых из них монокристаллических лопатках ГТУ из-за их большого размера неизбежно образуются ростовые дефекты в виде субграниц, для упрочнения которых используются именно эти легирующие элементы [28-31].
Цель данной работы - компьютерное конструирование и последующие экспериментальные исследования нового коррозионностойкого ЖНС, предназначенного для литья монокристаллических турбинных лопаток ГТУ и ГТД с кристаллографической ориентацией <001>, обладающего высокой фазовой стабильностью и уровнем длительной прочности при температуре 1000 °С на базе 100 ч oJqq > 200 МПа.
Таблица 2
Свойства коррозионностойких жаропрочных никелевых сплавов _с _ монокристаллической структурой_
Сплав Плотность, г/см3 Температура испытания Т, °С Длительная прочность qt% , МПа, при продолжительности испытания т, ч
100 1000
ЦНК-8М 8,32 800 570 460
900 320 191
СЛЖС-5 8,49 900 355 260
1000 193 -
SC-16 8,15 800 535 412
850 400 -
900 292 215
950 255 -
1000 145 77
CMSX-11B 8,39 900 345 250
1000 184 -
PWA1483 8,36 800 645 -
900 390 -
1000 167 -
CM186LC 8,7 900 420 -
1000 210 -
Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ (далее - ВИАМ) в рамках реализации комплексной научной проблемы 9.1. «Монокристаллические жаропрочные суперсплавы, включая естественные композиты» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [32].
Материалы и методы
При разработке коррозионностойких ЖНС большое значение придается обеспечению фазовой стабильности, которая необходима для достижения высокой жаропрочности и увеличения ресурса. Для оценки склонности конструируемого сплава с различными вариантами легирования к фазовой нестабильности, связанной с образованием в процессе эксплуатации сложных карбидов типа М23С6, М6С, интерметаллидных топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз (о, ц, R), использовали метод баланса легирования ДЕ [33, 34]. В этом методе параметр ДЕ, характеризующий склонность ЖНС к фазовой нестабильности, определяли следующим образом:
ДЕ = Есплав - Е0 при Е0 = 0,036А сплав + 6,28, (3)
где Асплав - параметр, отражающий атомную массу сплава и вычисляемый по формуле
Асплав = ; Есплав = - среднее количество валентных электронов химических
элементов сплава (электроны sp-орбиталей для алюминия и flS-электроны для переходных металлов); Ai, Ei и С^ - соответственно атомная масса, количество валентных электронов i-го элемента сплава и атомная доля i-го элемента в сплаве, включая и никель - основу сплава; n - число элементов без учета углерода, бора и редкоземельных элементов (La, Ce, Y) и примесей, а значения параметров Ai и Ei основных легирующих элементов ЖНС приведены в табл. 3 [35].
Согласно данным работы [34], сплав считается сбалансированным, если для него выполняется следующее условие:
0,02 > ЛЕ > -0,04. (4)
Метод баланса легирования ЛЕ выгодно отличается от других известных методов прогнозирования фазовой нестабильности ЖНС - PHACOMP (Nv) [36], New
PHACOMP(Md) [37, 38] и Solubility Index (SI, SLI) [39] - главным образом отсутствием необходимости в экспериментальном определении критических параметров (#У)крит, (M<d)крит, (^-Окрит и (SLI)крит•
Таблица 3
Значения параметров Л1 и Е1 основных легирующих элементов _жаропрочных никелевых сплавов_
Элемент i Al Cr Mo W Ta Co Nb Ti
A,, а. е. м. 26,98 52,01 95,95 183,86 180,95 58,94 92,91 47,90
Е, 3 6 6 6 5 9 5 4
Элемент i Re Ru V Hf Ni Zr Fe Si
Aj, а. е. м. 186,22 101,1 50,95 178,50 58,71 91,22 55,85 28,09
Е, 7 8 5 4 10 4 8 4
Поиск композиции нового монокристаллического коррозионностойкого ЖНС осуществляли на базе никелевой системы легирования №-Аl-Ti-Cr-Mo-Со-W-Ta-Re--С-В-2г-Ьа. Использование ниобия и гафния в качестве легирующих элементов конструируемого сплава не рассматривалось, так как они значительно снижают температуру солидус ЖНС и способствуют при литье образованию в структуре отливок повышенной объемной доли эвтектики у + у' [18].
Расчетно-теоретический анализ с использованием компьютерной программы расчета параметров литейных ЖНС [40] показал, что для намеченной системы легирования при условии выполнения критериев коррозионной стойкости (1, 2) и фазовой
стабильности (4) заданный уровень длительной прочности а^0 > 200 МПа конструируемого сплава может быть достигнут при обеспечении следующих показателей основных структурно-фазовых и технологических характеристик сплава:
- объемная доля кубоидных частиц у'-фазы в у-матрице составляет ~50 % при температурах до 800 °С;
- температура у'-солвус (полного растворения у'-фазы в у-матрице) - Гпр ~ 1250 °С;
- температура солидус - > 1270 °С;
- небольшой положительный (~0,15 % при комнатной температуре) у/у'-мисфит (период у'-решетки меньше, чем матричного у-твердого раствора);
- температурный интервал гомогенизирующей термообработки на твердый раствор ДТТО = (Тэвт - Тп р) > 20 °С, где Тэвт - температура плавления неравновесной эвтектики у + у' (перитектической у'-фазы).
Алгоритм поиска точного состава ЖНС с заданным уровнем свойств подробно изложен в работах [41, 42]. Применительно к конструируемому коррозионностойкому сплаву итоговый химический состав композиции выбран по результатам проведенных по методу, представленному в работе [40], расчетов и анализе полученных значений показателей структурно-фазовых характеристик и параметров, характеризующих фазовую стабильность в условиях длительной наработки. Для расчетов выбраны следующие интервалы, в которых варьировали концентрации легирующих элементов, % (по массе): 1,0-3,0 Мо; 9,5-12,5 Со; 3,5-5,5 W; 2,5-4,5 Та; 1,0-2,0 Яе. Концентрации легирующих элементов в анализируемых вариантах сплава в указанных интервалах варьирования задавали в соответствии с матрицей полного факторного эксперимента 2п + 1, где п = 5 -количество переменных факторов (легирующие элементы: Мо, Со, W, Та, Re). Содержание других легирующих (А1, Т^ Сг) и микролегирующих (С, В, Ьа) элементов в обсчитываемых вариантах состава оставалось неизменным.
С учетом полученных расчетом близких к заданным значений объемной доли у'-фазы, температур у'-солвус и солидус, у/у'-мисфита и температурного интервала гомогенизирующей термообработки, представленных в табл. 4, для дальнейшего исследования выбран вариант сплава (далее - сплав ВЖМ9) содержащий, % (по массе): 1,8 Мо; 11,5 Со; 4,3 2,5 Та; 1,5 Яе, а также А1, И, Сг, С, В, Ьа и другие микролегирующие добавки [43, 44]. Как следует из данных табл. 4, выбранный химический состав обеспечивает по расчету заданные показатели структурно-фазовых и технологических характеристик и длительной прочности сконструированного сплава.
Таблица 4
Свойства сконструированного монокристаллического коррозионностойкого жаропрочного никелевого сплава_
Свойства Значения свойств
по расчету по эксперименту
Fo (при 20 °С), % (объемн.) 52,2 -
Еэвт, % (объемн.) 3,9 -
Да (при 20 °С), % +0,1 -0,02
d, г/см3 8,407 8,354
Т °C 1249 1216
T °C х эвт; ^ 1266 1252
Ts, °С 1274 1277
Tl, °c 1365 1360
дТто 17 36
Ш (Md) Y -0,045/0,913 -0,004/0,919
1000° Л/ГТТ„ а100 , МПа 200,4 203
1000° л/гтт„ ^1000 , МПа 154,2 145
Обозначения. - количество дисперсной у'-фазы; Еэвт - количество неравновесной эвтектики у + у'; Да - размерное несоответствие периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз (у/у'-мисфит); ё - плотность; Тп.р - температура полного растворения у'-фазы в у-твердом растворе (солвус у'); Тэвт - температура плавления неравновесной эвтектики у + у'; Т5 - температура солидус; ТЬ - температура ликвидус; ДТТО - температурный интервал гомогенизирующей термообработки на твердый раствор ДТТО = Тэвт - Тп.р; ДЕ - параметр, рассчитанный по формуле (3); (Md) - параметр, рассчитанный по
методу New PHACOMP Md; аЮ0°° и 1000° 01000 - соответственно 100- и 1000-часовая длительная проч-
ность при температуре 1000 °С. Примечание. Экспериментальные значения структурно-фазовых характеристик определены на сплаве после направленной кристаллизации, длительной прочности - для монокристаллов сплава с ориентацией <001> в термически обработанном состоянии.
Сплав выбранного химического состава изготавливали* методом вакуумной индукционной плавки. Далее из выплавленной шихтовой заготовки отливали** в промышленной печи УВНК-9А монокристаллические прутки диаметром 16 мм и длиной 185 мм с аксиальной кристаллографической ориентировкой (КГО) монокристаллов <001>, которую определяли методом рентгеновской дифрактометрии [45].
Температуры фазовых превращений в сплаве определяли на дифференциальном сканирующем калориметре ИББС РТ1750.
Микроструктуры исследовали на растровом электронном микроскопе 1БМ-840.
* Сплав выплавлен под руководством А.В. Горюнова (ВИАМ).
** Монокристаллические отливки получены под руководством к.т.н. Е.М. Висик (ВИАМ).
Ликвацию легирующих элементов оценивали по результатам определения локального химического состава в различных точках дендритной ячейки с использованием метода электронно-зондового микроанализа на установке 1БМЛ-733. Количественно ее характеризовали коэффициентами сегрегации Кс [42]:
К = ЧСм.д/Со.дП (5)
где Сод и См.д - концентрации /-го элемента в оси дендрита первого порядка и междендритных участках соответственно, п = ±1.
Периоды кристаллических решеток у- и у'-фаз для расчета мисфита определяли* при комнатной температуре на рентгеновском дифрактометре ДРОН-4 с использованием рефлекса (222) монохроматического Бе Ка-излучения. Размерное несоответствие Да периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз (у/у'-мисфит) определяли с использованием следующей формулы:
Да = (ау - аТ')/ау, (6)
где ау и ау< - периоды кристаллических решеток у-твердого раствора и у'-фазы.
Для формирования гетерофазной у/у'-микроструктуры, обеспечивающей максимальную длительную прочность и стойкость к высокотемпературной ползучести, полученные монокристаллические заготовки коррозионностойкого сплава подвергали термической обработке, состоящей из ступенчатой гомогенизации в температурном интервале ДГТО = Тэвт - Тпр и старения, проводимого в две стадии. При этом выбор температуры первой (высокотемпературной) ступени старения, необходимой для формирования кубоидных частиц у'-фазы, осуществляли на основе температурной зависимости у/у'-мисфита исследуемого сплава, спрогнозированной с использованием математической модели, предложенной в работе [46]. Одним из основных условий для формирования таких частиц в сплаве является достижение при этой температуре определенной положительной (ау > ау) величины (~0,15 %) у/у'-мисфита. Результаты расчетов, представленных на рис. 1, показали, что для достижения значения мисфита ~0,15 % необходим нагрев до температуры ~1090 °С.
Рис. 1. Температурная зависимость у/у'-мисфита сплава ВЖМ9, полученная по расчету
Для анализа механический свойств и долговечности сплава проведены испытания на растяжение по ГОСТ Р 1497-84 и на длительную прочность при температурах от 800 до 1000 °С по ГОСТ Р 10145-81. Использовали термообработанные цилиндрические образцы с рабочей частью 25 мм и диаметром 5 мм.
* Рентгеновское определение периодов решеток у- и у'-фаз проведено Р.М. Назаркиным (ВИАМ).
Результаты и обсуждение
Результаты рентгеноструктурного анализа отливок образцов из сплава ВЖМ9 показали, что большинство из них имели монокристаллическую структуру с аксиальной кристаллографической ориентировкой (КГО) роста <001>. При этом она совпадала в пределах 10 градусов с продольной осью этих цилиндрических отливок. Полученные отливки также не имели на поверхности таких ростовых дефектов структуры, как струйная ликвация или freckles [47].
Полученные литые <001> монокристаллические отливки образцов из сконструированного коррозионностойкого ЖНС марки ВЖМ9 имели дендритно -ячеистую у/у'-структуру с выделениями карбидов различной морфологии и неравновесной эвтектики у + у' (перитектической у'-фазы) в междендритных участках (рис. 2, а, б), свойственную литым монокристаллам ЖНС авиационного назначения. Распределенные в у-матрице твердого раствора дисперсные выделения у'-фазы различались по размеру и форме: в дендритах частицы у'-фазы значительно мельче, чем в междендритных областях (рис. 2, в, г). Причиной выявленной структурной неоднородности материала является сегрегация (микросегрегация) легирующих элементов по дендритным ячейкам монокристаллических отливок в процессе направленной кристаллизации, что обусловлено различным влиянием этих элементов на температуры ликвидус и солидус ЖНС [48]. Легирующие элементы (Al, Cr, Mo, Ti, Ta, C), понижающие температуру солидус, в процессе кристаллизации концентрируются в междендритных участках, тогда как элементы ее повышающие (W, Co, Re) концентрируются в дендритах.
Рис. 2. Микроструктура сплава ВЖМ9 в монокристаллической отливке с КГО <001> (поперечное сечение) после направленной кристаллизации: а - дендритно-ячеистая структура (в междендритных участках расположены выделения МС-карбида - белые частицы и эвтектики у + у' (перитектической у'-фазы) - темные частицы; б - выделения эвтектики у + у' (перитектической у'-фазы) в у-матрице междендритного участка; в - дисперсные частицы у'-фазы в у-матрице оси дендрита первого порядка; г - дисперсные частицы у'-фазы в у-матрице междендритного участка
В табл. 5 приведены результаты экспериментального определения локального химического состава материала в литом состоянии. Определен состав осей дендритов первого порядка, междендритных участков и частиц карбидной фазы.
Результаты исследования локального химического анализа отливок показывают, что титан и молибден концентрируются преимущественно в междендритных областях,
а вольфрам и рениий, наоборот, обогащают преимущественно дендриты и являются основными сегрегирующими элементами при кристаллизации; прочие легирующие элементы (А1, Сг, Со, Та) при этом не сегрегируют. Исходя из химического состава частиц карбидной фазы (табл. 5), их следует отнести к МС-карбидам, образующимся на основе титана и тантала.
Таблица 5
Локальный химический состав и значения коэффициентов сегрегации легирующих элементов в сплаве ВЖМ9 после направленной кристаллизации_
Место анализа Содержание эл и значения коэф( ементов, % (по массе), шциентов сегрегации Кс
А1 Т1 Сг Со N1 Мо Та Яе
Ось дендрита первого порядка 3,4 2,2 12,1 13,6 56,2 1,7 2,4 6,2 2,1
Междендритный участок 3,3 4,8 13,7 13,1 55,2 2,9 2,5 3,2 1,2
Кс 1,0 2,2 1,1 1,0 - 1,7 1,0 -1,9 -1,8
Карбидная фаза* - 26,2 1,5 1,3 5,6 4,0 50,8 8,9 -
Перитектическая у'-фаза 4,8 9,4 3,5 9,5 66,6 0,7 4,7 0,9 -
* Содержание элементов в металлической части карбидной фазы.
Экспериментальные значения температур фазовых превращений монокристаллического сплава ВЖМ9 в литом состоянии, к которым относятся температура полного растворения у'-фазы в у-твердом растворе (у'-солвус) Тпр; температура плавления неравновесной эвтектики у + у' (перитектической у'-фазы) Тэвт; температуры солидус Т^ и ликвидус Ть, приведены в табл. 6.
Таблица 6
Температуры фазовых превращений и количество у'-фазы в монокристаллических коррозионностойких жаропрочных никелевых сплавах_
Сплав Т А п.р Т А эвт Т5 Ть Я), % (объемн.)
°С
ВЖМ9 1216 1252 1277 1360 52,2
ЦНК-8М 1224 1258 1282 1355 56,3
СЛЖС-5 1272 1265 1309 1383 51,2
8С-16 1215 - 1255 1358 40,3
PWA-1483 1221 1262 1259 1376 56,0
СМ8Х-11Б 1235 1262 1273 1339 57,8
СМ8Х-11С 1252 1274 1274 1359 51,0
Обозначения. Тп.р - температура полного растворения у'-фазы в у-твердом растворе (у'-солвус); Тэвт - температура плавления неравновесной эвтектики у + у' (перитектической у'-фазы); Т5 - температура солидус; Ть - температура ликвидус; - количество дисперсной у'-фазы. Примечание. Для литых сплавов ВЖМ9 и ЦНК-8М приведены экспериментальные значения характеристических температур и расчетное значение для других сплавов - расчетные значения характеристик.
В табл. 6 для сравнения представлены экспериментальные значения аналогичных характеристических температур для литого монокристаллического коррозионно-стойкого сплава ЦНК-8М, полученные в данной работе, а также рассчитанные по методу, представленному в работе [40], объемные доли у'-фазы и такие же характеристические температуры некоторых известных монокристаллических коррозионностойких ЖНС. Химический состав этих сплавов приведен в табл. 1.
На рис. 3 приведены микроструктуры исследуемого сплава, полученные при анализе образцов после термической обработки.
Рис. 3. Микроструктуры сплава ВЖМ9 в монокристаллической отливке с КГО <001> (поперечное сечение) после термической обработки: а - дендритно-ячеистая структура (в междендритных участках расположены выделения МС-карбида); б - МС-карбид (белые частицы) и остаточные выделения перитектической у'-фазы (серые крупные частицы) в междендритном участке; в - дисперсные частицы у'-фазы в у-матрице оси дендрита первого порядка; г - дисперсные частицы у'-фазы в у-матрице междендритного участка
В результате высокотемпературного отжига и последующего старения литых монокристаллических отливок сплава ВЖМ9 ликвация титана и молибдена полностью устранена, однако сегрегация вольфрама и рения осталась на достаточно высоком уровне: их коэффициенты сегрегации, рассчитанные по формуле (5), снизились (в абсолютном значении) до -1,3 и -1,6 соответственно. Заметно, что размеры частиц в различных участках дендритной ячейки выровнялись, хотя из-за неполного устранения ликвации тугоплавких легирующих элементов частицы в междендритных участках несколько крупнее.
В у/у'-микроструктуре междендритных участков также наблюдаются не полностью растворившиеся (остаточные) выделения перитектической у'-фазы (рис. 3, б). Значительных изменений карбидной фазы, а также наличия вредных ТПУ-фаз в структуре сплава не обнаружено (рис. 3, а), что подтверждают полученные при компьютерном моделировании данные, на основании которых сделаны выводы о высокой фазовой стабильности сконструированного сплава.
Из представленных на рис. 3, в, г микроструктур видно, что в у-матрице дендри-тов и междендритных участках сплава частицы у'-фазы в количестве ~52 % (объемн.) сформировались в форме, близкой к кубоидной. Следовательно, при выбранной температуре первой ступени старения, равной ~1090 °С, сплав ВЖМ9 имел положительный у/у'-мисфит, значения которого согласуются с результатами расчета (табл. 4, рис. 1) и рентгеновского измерения мисфита при комнатной температуре. Согласно этим измерениям экспериментальное значение у/у'-мисфита сплава после полной термической обработки составляет +0,13 %.
Экспериментальные данные по определению модуля упругости Е, условного предела текучести о0,2, предела прочности ов, относительного удлинения 5 и сужения у
для сплава ВЖМ9, полученные при испытании монокристаллических образцов с КГО <001> на растяжение при комнатной температуре, приведены в табл. 7.
Таблица 7
Температура, °С Е, ГПа 00,2, МПа Ов, МПа 5, % V, %
20 131 970 1030 10 13,5
Полученные результаты испытаний сплава ВЖМ9 на длительную прочность при температурах 800, 900 и 1000 °С приведены на рис. 4.
1000
й с
S
я
(D *
О. С
100
800 °С
я^я 90С °С
1 000 °С
10
1000
100
Долговечность тр, ч
Рис. 4. Кривые длительной прочности монокристаллов с КГО <001> сплава ВЖМ9 при различных температурах (точками показаны экспериментальные данные)
Обработку результатов для температуры T = const выполняли по уравнению длительной прочности вида [49]:
а = А - Мптр, (7)
где а — напряжение, МПа; тр - время до разрушения, ч; A и N - коэффициенты, определяемые по результатам испытаний на длительную прочность при T = const.
Численные значения коэффициентов уравнения (7) представлены в табл. 8.
Таблица 8
Коэффициенты уравнения (7) для длительной прочности сплава ВЖМ9_
Температура испытания, °С А, МПа N
800 915,3 50,9
900 609,2 48,9
1000 345,1 31,5
С использованием коэффициентов уравнения длительной прочности рассчитаны средние значения длительной прочности сплава ВЖМ9 на базах 100, 500 и 1000 ч для температур 800, 900 и 1000 °С, которые приведены в табл. 9. Для сравнения в табл. 9 также представлены значения длительной прочности серийного коррозионностойкого ЖНС марки ЦНК-8М, полученные в данной работе. Указанные значения для сплава
ЦНК-8М определены путем обработки с использованием параметрического уравнения Ларсона-Миллера (Р = Т(20 + lgтр) [50]), полученных экспериментальных данных по времени до разрушения тр при различных напряжениях монокристаллов с КГО <001> из этого сплава в интервале температур 900-1000 °С. Представленные данные показывают преимущество по длительной прочности сплава ВЖМ9 во всем исследованном температурно-временном диапазоне, что обусловлено как положительным влиянием рения на характеристики жаропрочности, так и повышенной фазовой стабильностью сконструированного сплава.
Таблица 9
Длительная прочность (средние значения) сплавов ВЖМ9 и ЦНК-8М с КГО <001>
Сплав Температура испытания, °С Ö100 ^500 Ö1000
МПа
ВЖМ9 800 680 595 560
900 380 300 270
1000 200 140 120
ЦНК-8М 800 610 515 475
900 360 280 250
1000 180 125 110
Заключения
Проанализированы научно-технические литературные данные по химическому составу и механическим свойствам известных коррозионностойких ЖНС для литья лопаток газовых турбин ГТУ со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой.
Путем расчетов по методу компьютерного конструирования литейных ЖНС на основе никелевой системы №-Аl-Cr-Mo-Со-W-Ta-Ti-Re-C-B-Zr-La сконструирован новый коррозионностойкий жаропрочный никелевый сплав ВЖМ9 с плотностью 8,35 г/см3, содержащий 1,5 % (по массе) рения, для литья монокристаллических рабочих лопаток ГТУ.
Методом направленной кристаллизации на промышленной установке УВНК-9А из сконструированного сплава ВЖМ9 получены монокристаллические отливки с аксиальной кристаллографической ориентировкой <001> и проведены экспериментальные исследования образцов в литом и термически обработанном состояниях.
Для литых монокристаллов сплава методом дифференциального термического анализа определены температуры фазовых превращений: у'-солвус (1216 °С), плавления неравновесной эвтектики у + у' (перитектической у'-фазы) (1252 °С), солидус (1277 °С) и ликвидус (1360 °С).
Установлено, что в литых монокристаллических отливках сплава легирующие элементы титан и молибден обогатили у/у'-материал междендритных участков с коэффициентами сегрегации KTi = 2,2 и KMo = 1,7, а вольфрам и рений сегрегировали в денд-риты: KW = -1,9 и KRe = -1,8. Сегрегация других легирующих элементов не наблюдается. Гомогенизирующий отжиг отливок в интервале температур 1216-1252 °С привел к устранению сегрегации титана и молибдена, при этом полного выравнивания концентраций вольфрама и рения по дендритным ячейкам не произошло.
В результате первой ступени старения при температуре ~1090 °С в у/у'-структуре монокристаллических отливок из сплава ВЖМ9 с положительным мисфитом (период решетки у'-фазы меньше аналогичного параметра матричного у-твердого раствора) сформировались кубоидные выделения частиц у'-фазы в количестве 52,2 % (объемн.).
Для термически обработанных монокристаллов сплава ВЖМ9 определены характеристики кратковременной прочности при комнатной температуре ( а 20 = 970 МПа,
а 2° = 1030 МПа, 520 = 10 %, у20° = 13,5 %) и длительной прочности при температурах
800, 900 и 1000 °С на базах испытаний до 1000 ч: а8°°° = 680 МПа, а?°°° = 560 МПа,
а9°°° = 380 МПа, а9°°° = 270 МПа, a}°°°° = 200 МПа, aî°°°° = 120 МПа.
Список источников
1. Иноземцев А.А., Коряковцев А.С., Лесников В.П., Кузнецов В.П. Роль материалов и защитных покрытий в обеспечении надежности и экономичности ГТД // Научные идеи С.Т. Киш-кина и современное материаловедение: тр. Междунар. науч.-техн. конф. М.: ВИАМ, 2006. С.84-87.
2. Каблов Е.Н. Материалы нового поколения - основа инноваций, технологического лидерства и национальной безопасности России // Интеллект и технологии. 2016. № 2 (14). С. 16-21.
3. Бондаренко Ю.Н. Тенденции развития высокотемпературных металлических материалов и технологий при создании современных авиационных газотурбинных двигателей // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 2 (55). С. 3-11. DOI: 10.18577/2071-9140-20190-2-3-11.
4. Гецов Л.Б. Материалы и прочность деталей газовых турбин: в 2 кн. Рыбинск: Газотурбинные технологии, 2010. Кн. 1. 611 с.
5. Логунов А.В., Буров М.Н., Данилов Д.В. Развитие энергетического и морского газотурбинного двигателестроения в мире (обзор). Часть 3. Перспективы развития ГТУ в России // Двигатель. 2016. № 3 (105). С. 2-5.
6. Ножницкий Ю.А., Голубовский Е.Р. Обеспечение прочностной надежности монокристаллических рабочих лопаток высокотемпературных турбин перспективных ГТД // Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение: тр. Междунар. науч.-техн. конф. М.: ВИАМ, 2006. С. 65-71.
7. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006. 372 p.
8. Harada H. Development of Superalloys for 1700 °C ultra-efficient gas turbines // Proceeding 9th Liege Conference «Materials for Advanced Power Engineering 2010». Belgium: University of Liège, 2010. P. 604-614.
9. Логунов А.В. Жаропрочные никелевые сплавы для лопаток и дисков газовых турбин. Рыбинск: Газотурбинные технологии, 2017. 854 с.
10. Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина / под общ. ред. Е.Н. Каблова. М.: Наука, 2006. 272 с.
11. Никитин В.И. Коррозия и защита лопаток газовых турбин. М.: Машиностроение, 1987. 272 с.
12. Росс И.В., Симс Ч.Т. Сплавы на основе никеля // Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок: в 2 кн. / под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У.К. Хагеля; пер. с англ. М.: Металлургия, 1995. Кн. 1. С. 128-174.
13. Кишкин С.Т., Логунов А.В., Петрушин Н.В. и др. Научные основы легирования жаропрочных никелевых сплавов // Вопросы авиационной науки и техники. Сер.: Авиационные материалы. М.: ВИАМ, 1987. Вып.: Методы исследования конструкционных материалов. С. 6-18.
14. Erickson G.L., Harris K. DS and SX superalloys for industrial gas turbines // Material for advanced engineering: Proceedings Conference in Liège (Belgium). Dordrecht; Boston; London: Kluwer Academic Publishers, 1994. Part II. P. 1055-1074.
15. Erickson G.L. The development of the CMSX-11B and CMSX-11C alloys for industrial gas turbine application // Superalloys1996. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1996. P. 45-52.
16. Schneider K. Advanced blading // High temperature materials for power engineering: Proceedings Conference in Liège (Belgium). Dordrecht; Boston; London: Kluwer Academic Publishers, 1996. Part II. P. 935-955.
17. Caron P., Escale A., McColvin G. et al. Development of new high strength corrosion resistant single crystal superalloys for industrial gas turbine applications // Proceeding of the 5th International Charles Parson Turbine Conference: PARSONS 2000 - Advanced Materials for 21st Century Turbines and Power Plant. London: IOM Communications Ltd, 2000. P. 847-864.
18. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушки Н.В. Жаропрочные никелевые сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой (часть 1) // Материаловедение. 1997. № 4. С. 32-39.
19. Литейный сплав на основе никеля: пат. 2017850 С22С19/05 Рос. Федерация; заявл. 19.07.91; опубл. 15.08.94.
20. Жаропрочный сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток газотурбинных установок: пат. 2524515 С1 Рос. Федерация; заявл. 05.09.13; опубл. 27.07.14.
21. Dilip M., Cetel A. Evaluation of PWA1483 for large single crystal IGT blade applications // Superalloys 2000. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 2000. P. 295-304.
22. Wilcock IM., Lukas P., Maldini M. et al. The Creep behavior of as-cast SX CM186LC at industrial gas turbine operating conditions // Materials for advanced power engineering: Proceedings of the 7th Liège Conference. Forschungszentrum Jülich GmbH, 2002. Part I. P. 139-147.
23. Петрушин Н.В., Оспенникова О.Г., Светлов И.Л. Монокристаллические жаропрочные никелевые сплавы для турбинных лопаток перспективных ГТД // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 72-103. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-72-103.
24. Петрушин Н.В., Оспенникова О.Г., Елютин Е.С. Рений в монокристаллических жаропрочных никелевых сплавах для лопаток газотурбинных двигателей // Авиационные материалы и технологии. 2014. № S5. С. 5-16. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-S5-5-16.
25. Huang M., Zhu J. An overview of rhenium effect in single-crystal superalloys // Rare Metals. 2016. Vol. 35. No. 2. P. 127-139.
26. Lu F., Antonov S., Zheng Y. et al. Effect of Re on long-term creep behavior of nickel-based single-crystal superalloys for industrial gas turbine applications // Superalloys 2020. PA: TMS, 2020. P.218-227.
27. Светлов И.Л., Петрушин Н.В., Епишин А.И., Карашаев М.М., Елютин Е.С. Монокристаллы жаропрочных никелевых сплавов, легированных рением и рутением (обзор). Часть 1 // Авиационные материалы и технологии. 2023. № 1 (70). Ст. 03. URL: http://www.jornal.viam.ru (дата обращения: 25.01.2023). DOI: 10.18577/2713-0193-2023-0-1-30-50.
28. Low carbon directional solidification alloy - CM186LC: pat. US 5069873; filed 14.08.89; publ. 03.12.91.
29. Толораия В.Н., Каблов Е.Н., Орехов Н.Г. Технология литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД и ГТУ // Авиационные материалы и технологии. 2003. № 1. С. 63-79.
30. Ross E.W., O'Hara K.S. RENÉ N4: A first generation single crystal turbine airfoil alloy with i m-proved oxidation resistance, low angle boundary strength and superior long time rupture strength // Superalloys 1996. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1996. P. 19-25.
31. Кузьмина Н.А. Ростовые структурные дефекты в монокристаллах никелевых жаропрочных сплавов // Авиационные материалы и технологии. 2022. № 3 (68). Ст. 02. URL: http://www.journal.viam.ru (дата обращения: 14.12.2022). DOI: 10.18577/2713-0193-2022-03-15-26.
32. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3-33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
33. Морозова Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных никелевых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. № 12 (690). С. 52-56.
34. Самойлов А.И., Морозова Г.И., Кривко А.И., Афоничева О.С. Аналитический метод оптимизации легирования жаропрочных никелевых сплавов // Материаловедение. 2000. № 2. С.14-17.
35. Физическое металловедение: в 3 т. / под ред. Р. Кана. М.: Мир, 1967. Т. 1: Атомное строение металлов и сплавов. 334 с.
36. Симс Ч.Т. Поведение сплавов // Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок: в 2 кн. / под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У К. Хагеля; пер. с англ. М.: Металлургия, 1995. Кн. 1. С. 277-308.
37. Morinaga M., Yukawa N., Adachi H., Ezaki H. New phacomp and its applications to alloy design // Superalloys 1984. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1984. P. 523-532.
38. Morinaga M., Murata Y., Yukawa H. Recent progress in molecular orbital approach to alloy design // Materials Science Forum. 2004. Vol. 449-452. P. 37-42.
39. Ohno T., Watanabe R., Tanaka K. Development of a nickel-base single crystal superalloy containing molybdenum by an alloy designing method // Journal of the Iron and Steel Institute of Japan. 1988. Vol. 74. No. 11. P. 133-140.
40. Расчет параметров жаропрочных никелевых сплавов: свидетельство о государственной регистрации программы для ЭВМ RU 2019661855; заявл. 28.08.19; опубл. 10.09.19.
41. Kablov E.N., Petrushin N.V., Parfenovich P.I. Design of castable refractory nickel alloys with polycrystalline structure // Metal Science and Heat Treatment. 2018. Is. 1-2. P. 106-114.
42. Петрушин Н.В., Висик Е.М., Елютин Е.С. Усовершенствование химического состава и структуры литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью. Часть 2 // Труды ВИАМ. 2021. № 4 (98). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.12.2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-4-3-15.
43. Литейный жаропрочный сплав на никелевой основе и изделие, выполненное из него: пат. 2633679 С1 Рос. Федерация; заявл. 20.12.16; опубл. 16.10.17.
44. Авиационные материалы: справочник в 13 т. / под общ. ред. Е.Н. Каблова. 7-е изд., перераб. и доп. М.: НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, 2022. Т. 3: Литейные жаропрочные и интерметаллидные сплавы на никелевой основе. 200 с.
45. Кузьмина Н.А., Пьянкова Л.А. Контроль кристаллографической ориентации монокристаллических отливок никелевых жаропрочных сплавов методом рентгеновской дифрактомет-рии // Труды ВИАМ. 2019. № 12 (84). Ст. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 14.12.2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-12-11-19.
46. Епишин А.И., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Нольце Г. Модель для прогнозирования температурной зависимости у/у'-мисфита в жаропрочных никелевых сплавах // Материаловедение. 2021. № 3. С. 9-18. DOI: 10.31044/1684-579X-2021-0-3-9-18.
47. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов. М.: Машиностроение, 1997. 336 с.
48. Epishin A.I., Svetlov I.L., Petrushin N.V. et al. Segregation in single crystal nickel-base superalloys // Defect and Diffusion Forum. 2011. Vol. 309-310. P. 121-126.
49. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение, 1998. 463 с.
50. Larson F.R., Miller J. A time-temperature relationship for rupture and creep stresses // Transactions ASME. 1952. Vol. 74. P. 765-771.
References
1. Inozemtsev A.A., Koryakovtsev A.S., Lesnikov V.P., Kuznetsov V.P. The role of materials and protective coatings in ensuring the reliability and efficiency of gas turbine engines. Scientific ideas S.T. Kishkin and modern materials science: Int. sci.-tech. conf. Moscow: VIAM, 2006, pp. 84-87.
2. Kablov E.N. Materials of the new generation - the basis of innovation, technological leadership and national security of Russia. Intellekt i tekhnologii, 2016, no. 2 (14), pp. 16-21.
3. Bondarenko Yu.A. Trends in the development of high-temperature metal materials and technologies in the production of modern aircraft gas turbine engines. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2019, no. 2 (55), pp. 3-11. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-2-3-11.
4. Getsov L.B. Materials and strength of gas turbine parts: in 2 books. Rybinsk: Gas Turbine Technologies, 2010, book 1, 611 p.
5. Logunov A.V., Burov M.N., Danilov D.V. Development of power and marine gas turbine engine building in the world (review). Part 3. Prospects for the development of gas turbines plants in Russia. Dvigatel, 2016, no. 3 (105), pp. 2-5.
6. Nozhnitsky Yu.A., Golubovsky E.R. Ensuring the Strength Reliability of Single-Crystal Blades of High-Temperature Turbines of Advanced GTEs. Scientific ideas S.T. Kishkin and modern materials science: Int. sci.-tech. conf. Moscow: VIAM, 2006, pp. 65-71.
7. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006, 372 p.
8. Harada H. Development of Superalloys for 1700 °C ultra-efficient gas turbines. Proceeding 9th Liege Conference «Materials for Advanced Power Engineering 2010». Belgium: University of Liège, 2010, pp. 604-614.
9. Logunov A.V. Heat-resistant nickel alloys for blades and disks of gas turbines. Rybinsk: Gazoturbinnyye tekhnologii, 2017, 854 p.
10. Casting heat-resistant alloys. S.T. Kishkin effect. Ed. E.N. Kablov. Moscow: Nauka, 2006, 272 p.
11. Nikitin V.I. Corrosion and protection of gas turbine blades. Moscow: Mashinostroenie, 1987, 272 p.
12. Ross I.V., Sims Ch.T. Nickel based alloys. Superalloys II. Heat-resistant materials for aerospace and industrial power plants: in 2 books. Eds. Ch.T. Sims, N.S. Stoloff, W.K. Hagel; trans. from Engl. Moscow: Metallurgiya, 1995, book 1, pp. 128-174.
13. Kishkin S.T., Logunov A.V., Petrushin N.V. and other Scientific bases of alloying heat-resistant nickel alloys. Voprosy aviatsionnoy nauki i tekhniki. Ser.: Aviatsionnyye materialy. Moscow: VIAM, 1987, is.: Methods for the study of structural materials, pp. 6-18.
14. Erickson G.L., Harris K. DS and SX superalloys for industrial gas turbines. Material for advanced engineering: Proceedings Conference in Liège (Belgium). Dordrecht; Boston; London: Kluwer Academic Publishers, 1994, part II, рр. 1055-1074.
15. Erickson G.L. The development of the CMSX-11B and CMSX-11C alloys for industrial gas turbine application. Superalloys 1996. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1996, рр.45-52.
16. Schneider K. Advanced blading. High temperature materials for power engineering: Proceedings Conference in Liège (Belgium). Dordrecht; Boston; London: Kluwer Academic Publishers, 1996, рart II, рр. 935-955.
17. Caron P., Escale A., McColvin G. et al. Development of new high strength corrosion resistant single crystal superalloys for industrial gas turbine applications. Proceeding of the 5th International Charles Parson Turbine Conference: PARSONS 2000 - Advanced Materials for 21st Century Turbines and Power Plant. London: IOM Communications Ltd, 2000, рр. 847-864.
18. Kablov E.N., Svetlov I.L., Petrushin N.V. Heat-resistant nickel alloys for casting blades with directional and single-crystal structure (part 1). Materialovedenie, 1997, no. 4, pp. 32-39.
19. Nickel-based casting alloy: pat. 2017850 С22С19/05 Rus. Federation; filed 19.07.91; publ. 15.08.94.
20. Nickel-based heat-resistant alloy for casting gas turbine rotor blades: pat. 2524515 С1 Rus. Federation; filed 05.09.13; publ. 27.07.14.
21. Dilip M., Cetel A. Evaluation of PWA1483 for large single crystal IGT blade applications. Superalloys 2000. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 2000, рр. 295-304.
22. Wilcock I M., Lukas P., Maldini M. et al. The Creep behavior of as-cast SX CM186LC at industrial gas turbine operating conditions. Materials for advanced power engineering: Proceedings of the 7th Liège Conference. Forschungszentrum Jülich GmbH, 2002, рart I, рр. 139-147.
23. Petrushin N.V., Ospennikova O.G., Svetlov I.L. Single-crystal Ni-based superalloys for turbine blades of advanced gas turbine engines. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2017, no. S, pp. 72-103. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-72-103.
24. Petrushin N.V., Ospennikova O.G., Elyutin E.S. Rhenium in single crystal nickel-based superalloys for gas turbine engine blades. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2014, no. S5, pp. 5-16. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-s5-5-16.
25. Huang M., Zhu J. An overview of rhenium effect in single-crystal superalloys. Rare Metals, 2016, vol. 35, no. 2, pp. 127-139.
26. Lu F., Antonov S., Zheng Y. et al. Effect of Re on long-term creep behavior of nickel-based single-crystal superalloys for industrial gas turbine applications. Superalloys 2020. PA: TMS, 2020, pp.218-227.
27. Svetlov I.L., Petrushin N.V., Epishin A.I., Kara-shaew M.M., Elyutin E.S. Single crystals of nickel-based superalloys alloyed with rhenium and ruthenium (review). Part 1. Aviation materials and technologies, 2023, no. 1 (70), paper no. 03. Available at: http://www.journal.viam.ru (accessed: January 25, 2023). DOI: 10.18577/2713-0193-2023-0-1-30-50.
28. Low carbon directional solidification alloy - CM186LC: pat. US 5069873; filed 14.08.89; publ. 03.12.91.
29. Toloraiya V.N., Kablov E.N., Orekhov N.G. Casting technology for single-crystal turbine blades of GTE and GTU. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2003, no. 1, pp. 63-79.
30. Ross E.W., O'Hara K.S. RENÉ N4: A first generation single crystal turbine airfoil alloy with improved oxidation resistance, low angle boundary strength and superior long time rupture strength. Superalloys 1996. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1996, pp. 19-25.
31. Kuzmina N.A. Growth structural defects in single crystals of nickel heat-resistant alloys. Aviation materials and technologies, 2022, no. 1 (66), paper no. 02. Available at: http://www.journal.viam.ru (accessed: December 14, 2022). DOI: 10.18577/2713-0193-2022-03-15-26.
32. Kablov E.N. Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030». Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 1 (34), pp. 3-33. DOI: 10.18577/2071-91402015-0-1-3-33.
33. Morozova G.I. Compensation for alloying imbalance in heat-resistant nickel alloys. Metallovedeniye i termicheskaya obrabotka metallov, 2012, no. 12 (690), pp. 52-56.
34. Samoilov A.I., Morozova G.I., Krivko A.I., Afonicheva O.S. Analytical method for optimizing alloying of heat-resistant nickel alloys. Materialovedenie, 2000, no. 2, pp. 14-17.
35. Physical metallurgy: in 3 vols. Ed. R. Kahn. Moscow: Mir, 1967, vol. 1: Atomic structure of metals and alloys, 334 p.
36. Sims C.T. Behavior of Alloys. Superalloys II. Heat-resistant materials for aerospace and industrial power plants: in 2 books. Eds. Ch.T. Sims, N.S. Stoloff, W.K. Hagel; trans. from Engl. Moscow: Metallurgiya, 1995, book 1, pp. 277-308.
37. Morinaga M., Yukawa N., Adachi H., Ezaki H. New phacomp and its applications to alloy design. Superalloys 1984. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1984, pp. 523-532.
38. Morinaga M., Murata Y., Yukawa H. Recent progress in molecular orbital approach to alloy design. Materials Science Forum. 2004, vol. 449-452, pp. 37-42.
39. Ohno T., Watanabe R., Tanaka K. Development of a nickel-base single crystal superalloy containing molybdenum by an alloy designing method. Journal of the Iron and Steel Institute of Japan, 1988, vol. 74, no. 11, pp. 133-140.
40. Calculation of parameters of heat-resistant nickel alloys: certificate of state registration of the computer program RU 2019661855; filed 28.08.19; publ. 10.09.19.
41. Kablov E.N., Petrushin N.V., Parfenovich P.I. Design of castable refractory nickel alloys with polycrystalline structure. Metal Science and Heat Treatment, 2018, is. 1-2, pp. 106-114.
42. Petrushin N.V., Visik E.M., Elyutin E.S. Improvement of the chemical composition and structure of castable nickel-base superalloy with low density. Part 2. Trudy VIAM, 2021, no. 4 (98), paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: December 14, 2022). DOI: 10.18577/23076046-2021-0-4-3-15.
43. Nickel-based cast heat-resistant alloy and a product made from it: pat. 2633679 C1 Rus. Federation; filed 20.12.16; publ. 16.10.17.
44. Aviation materials: a reference book in 13 vols. Ed. E.N. Kablov. 7th ed., rev. and add. Moscow: NRC "Kurchatov Institute" - VIAM, 2022, vol. 3: Nickel-based cast heat-resistant and intermetal-lic alloys, 200 p.
45. Kuzmina N.A., Pyankova L.A. Control of crystallographic orientation of monocrystalline nickel castings heat-resistant alloys by x-ray diffractometry. Trudy VIAM, 2019, no. 12 (84), paper no. 02. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: December 14, 2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-12-11-19.
46. Epishin A.I., Petrushin N.V., Svetlov I.L., Noltse G. Model for predicting the temperature dependence of y/y'-misfit in heat-resistant nickel alloys. Materialovedenie, 2021, no. 3, pp. 9-18.
47. Shalin R.E., Svetlov I.L., Kachanov E.B. et al. Monocrystals of nickel heat-resistant alloys. Moscow: Mashinostroyenie, 1997, 336 p.
48. Epishin A.I., Svetlov I.L., Petrushin N.V. et al. Segregation in single crystal nickel-base superalloys. Defect and Diffusion Forum, 2011, vol. 309-310, pp. 121-126.
49. Kablov E.N., Golubovsky E.R. Heat resistance of nickel alloys. Moscow: Mashinostroenie, 1998, 463 p.
50. Larson F.R., Miller J. A time-temperature relationship for rupture and creep stresses. Transactions ASME, 1952, vol. 74, pp. 765-771.
Информация об авторах
Петрушин Николай Васильевич, главный научный сотрудник, д.т.н., НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, admin@viam.ru Римша Эльвира Гайсаевна, начальник сектора, к.т.н., НИЦ «Курчатовский институт» -ВИАМ, admin@viam.ru
Луцкая София Алексеевна, инженер 2 категории, НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, admin@viam.ru
Дмитриев Никита Сергеевич, инженер 2 категории, НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, admin@viam.ru
Information about the authors
Nikolay V. Petrushin, Chief Researcher, Doctor of Sciences (Tech.), NRC «Kurchatov Institute» -VIAM, admin@viam.ru
Elvira G. Rimsha, Head of Sector, Candidate of Sciences (Tech.), NRC «Kurchatov Institute» -VIAM, admin@viam.ru
Sophia A. Lutskaya, Second Category Engineer, NRC «Kurchatov Institute» - VIAM, admin@viam.ru
Nikita S. Dmitriev, Second Category Engineer, NRC «Kurchatov Institute» - VIAM, admin@viam.ru
Статья поступила в редакцию 16.01.2023; одобрена и принята к публикации после рецензирования 10.02.2023 The article was submitted 16.01.2023; approved and accepted for publication after reviewing 10.02.2023
