Научная статья на тему 'Монокристаллические жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей'

Монокристаллические жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

CC BY
2231
806
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.
Ключевые слова
МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ ЖАРОПРОЧНЫЕ НИКЕЛЕВЫЕ СПЛАВЫ / КОМПЬЮТЕРНОЕ КОНСТРУИРОВАНИЕ / ФАЗОВАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ / У'-ФАЗА / У/У'-МИСФИТ

Аннотация научной статьи по технологиям материалов, автор научной работы — Каблов Е. Н., Петрушин Н. В., Елютин Е. С.

Проведен анализ развития современных литейных жаропрочных никелевых сплавов для лопаток газовых турбин авиационных двигателей. Представлены результаты компьютерного конструирования монокристаллического жаропрочного никелевого рений-рутенийсодержащего сплава 5-го поколения и экспериментальных исследований монокристаллов этого сплава: структура, фазовый состав, физико-химические и механические свойства.

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.
iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

Текст научной работы на тему «Монокристаллические жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей»

УДК 669.018.44:669.24

Е.Н. Каблов, Н.В. Петрушин, Е.С. Елютин

МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕ ЖАРОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ ДЛЯ ГАЗОТУРБИННЫХ ДВИГАТЕЛЕЙ

Проведен анализ развития современных литейных жаропрочных никелевых сплавов для лопаток газовых турбин авиационных двигателей. Представлены результаты компьютерного конструирования монокристаллического жаропрочного никелевого рений-рутенийсодержащего сплава 5-го поколения и экспериментальных исследований монокристаллов этого сплава: структура, фазовый состав, физико-химические и механические свойства.

E-mail: [email protected]

Ключевые слова: монокристаллические жаропрочные никелевые сплавы, компьютерное конструирование, фазовая стабильность, у'-фаза, у/у'-мисфит.

Для создания авиационных газотурбинных двигателей (ГТД) требуются новые жаропрочные материалы с повышенными характеристиками длительной прочности при рабочих температурах вплоть до 1200 °С. Это прежде всего жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) для деталей горячего тракта двигателя (рабочие и сопловые лопатки турбины, камера сгорания и др.), определяющие его основные тактико-технические характеристики. Их разработкой ВИАМ занимается с 50-х годов прошлого столетия. По мере повышения требований к ЖНС усложнялись их композиции и режимы термической обработки, применялись новые технологии вакуумной выплавки и литья.

Наиболее ответственными деталями ГТД являются лопатки газовой турбины, определяющие максимальную температуру рабочего газа на входе в турбину и, следовательно, удельную мощность, экономичность и ресурс двигателя. По данным ЦИАМ, максимальная температура газа перед турбиной увеличилась с 1300.. .1450 К в двигателях III поколения до 1800.1950 К в двигателях V поколения. Такой рост температуры рабочего газа был достигнут за счет повышения эффективности систем охлаждения и применения лопаток из монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов с повышенными эксплуатационными характеристиками. Большее повышение рабочей температуры газа перед турбиной (до 2000.2200 К в перспективных двигателях) может быть достигнуто только за счет применения в газовой турбине лопаток монокристаллических из рений-рутенийсодержащих ЖНС нового поколения. Эти сплавы имеют рекордные показатели длительной прочности и высокую технологичность при направленной кристаллизации, что позволяет использовать

их для получения монокристаллических турбинных лопаток с высокоэффективными системами охлаждением. При этом долговечность таких лопаток может быть повышена за счет применения специально разработанных защитных покрытий и оборудования для их нанесения методом ионно-плазменного напыления в вакууме.

Основное преимущество монокристаллических лопаток по сравнению с обычными поликристаллическими заключается в значительно более высоком сопротивлении высокотемпературной ползучести, обусловленном отсутствием в сплаве границ зерен, поскольку их структура сформирована ветвями одного дендрита, развившегося от монокристаллической затравки. Этот дендрит пронизывает весь монокристалл множеством ветвей первого и второго порядков. Оси первого порядка дендрита растут вдоль направленного теплового потока, который создается в печи для направленной кристаллизации и совпадает с продольной осью монокристаллической лопатки.

На микроскопическом уровне структура монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов представлена только двумя фазами: частицами у'-фазы (формирующейся на основе интерметаллического соединения №3А1 - упорядоченная ГЦК-структура типа Ь12), рассеянными в матрице из у-твердого раствора легирующих элементов в никеле (неупорядоченная ГЦК-структура). В свою очередь частицы интерметаллидной у'-фазы различаются размерами и состоят из ку-боидных микрочастиц со средним размером ~500 нм (объемная доля ~70 %), которые разделены нанопрослойками у-фазы с поперечным размером 50...90 нм; в у-прослойках присутствуют квазикубоиды на-нокристаллов размером 30.50 нм. Основные легирующие элементы (вольфрам, молибден, рений и рутений) преимущественно распределяются в кристаллической решетке у-фазы, тогда как в у'-фазе атомы этих элементов замещают в кристаллической решетке интерметаллического соединения №3А1 позиции атомов алюминия.

С 60-х годов прошлого столетия основной тенденцией в разработке ЖНС для литья турбинных лопаток стало повышение в матричном у-растворе содержания упрочняющей у'-фазы (до 60.70 %). В то же время разработчики сплавов стремились к повышению температуры полного растворения у'-фазы в матричном у-твердом растворе путем увеличения концентрации А1, снижения содержания Сг и дополнительного легирования тугоплавкими переходными металлами (Мо, ЫЬ, Та, ИГ), а также введения микродобавок В, 2г, У, Ьа и Се. В области технологии производства турбинных лопаток наметился устойчивый переход от равноосного литья к направленной и монокристаллической кристаллизации.

Для реализации потенциальных возможностей монокристаллической структуры материала турбинной лопатки созданы специальные

ЖНС. Это многокомпонентные системы, содержащие до 15 легирующих и микролегирующих элементов Периодической системы Д.И. Менделеева, включая такие тугоплавкие элементы, как вольфрам, тантал, молибден, редкий элемент рений и относящийся к платиновой группе элемент рутений. Из них методом направленной кристаллизации отливают монокристаллические охлаждаемые лопатки перспективных авиационных газотурбинных двигателей.

Отсутствие в монокристаллах большеугловых границ зерен исключило потребность во введении С, В, 2г в целях упрочнения меж-зеренных границ. При отсутствии углерода и бора удалось существенно повысить температуру солидуса, сопротивление механической и термической усталости монокристаллов благодаря устранению возможности образования карбидов и боридов, являющихся концентраторами напряжений и очагами зарождения микротрещин.

Значительное повышение жаропрочных свойств и эксплуатационных характеристик монокристаллических рений-рутенийсодержа-щих ЖНС достигнуто за счет кардинального улучшения методов вакуумной выплавки, применения шихтовых материалов повышенной чистоты по примесям, использования технологии высокоградиентной направленной кристаллизации и специальных режимов многоступенчатой термической обработки.

Упрочнение у'-фазой обеспечивает длительное сохранение высокой температурной работоспособности сплавов данного класса в широком интервале температур, вплоть до 1150 °С. Следовательно, важнейшая роль в сопротивлении высокотемпературной ползучести монокристаллических ЖНС принадлежит, наряду с объемной долей у'-фазы, физико-химическими и механическими свойствами у- и у'-фаз, таким структурно-фазовым параметрам, как температура полного растворения у'-фазы в у-твердом растворе (солвус у'), периоды кристаллических решеток у- и у'-фаз и их размерное несоответствие Б или у/у'-мисфит, который рассчитывается по формуле Б = (ау - ау')/ау , где ау и ау' - периоды решеток у- и у'-фаз. Типичные значения температуры солвуса у' и у/у'-мисфита для большинства монокристаллических ЖНС лежат соответственно в интервале 1270.1350 °С и 0,1-0,3 % (при ау > аУ'). Экспериментально установлено, что влияние легирующих элементов на период кристаллической решетки у'-фазы слабее, чем у-твердого раствора многокомпонентных жаропрочных сплавов на основе никеля [1, 2]. Мисфит у/у' определяется, главным образом, теми легирующими элементами, которые наиболее сильно увеличивают период решетки у-твердого раствора. Такими элементами в порядке возрастания влияния на период решетки у-фазы являются Яи, Яе, Мо, № и Та. Однако следует отметить, что эффективность упрочнения определяется не только величиной периода кристалличе-

ской решетки у-фазы; полезный эффект зависит также от растворимости легирующего элемента в основе фазы, различия валентностей и модулей упругости, других физических констант. С учетом этого Яе, хотя и является вторым в указанном ряду элементов, вносит наибольший результирующий вклад в упрочнение никелевых твердых растворов. Это связано преимущественно с тем, что концентрация данного элемента, имеющего наибольший модуль упругости, в у-фазе ЖНС максимальна по сравнению с содержанием других тугоплавких элементов рассмотренного ряда.

Исследования показали, что одним из наиболее эффективных легирующих элементов является рений (рис. 1) [3-5]. Положительное влияние рения на жаропрочность никелевых сплавов обусловлено увеличением температуры солидуса, повышенной растворимостью рения в никелевом у-твердом растворе и увеличением периода его кристаллической решетки, снижением коэффициентов диффузии легирующих элементов [4].

f

50

" 2 4 6 8 10 12 14 16

Концентрация легирующего элемента, % масс.

Рис. 1. Влияние легирующих элементов на длительную прочность монокристаллов ЖНС при 1000 °С на базе 1000 ч [3]

Концентрация рения в монокристаллических ЖНС 2-го поколения достигает 2-4 % масс., в сплавах 3-го поколения его концентрация доведена до 5-6 % масс. (табл. 1). В настоящее время во ФГУП «ВИАМ» разработаны монокристаллические ЖНС, содержащие 9-12 % Яе. Разработка высокорениевых жаропрочных сплавов монокристаллического строения проводилась с помощью метода компьютерного конструирования [2]. Поиск оптимального легирования осуществляли путем одновременного улучшения физико-химических (температуры у'-солвуса и солидуса) и структурно-фазовых (периоды

кристаллических решеток у- и у'-фаз, у/ у'-мисфит, объемная доля у'-фазы) характеристик сплавов путем добавок все большего количества рения как основного твердорастворного упрочнителя у-фазы, а также сбалансированного увеличения суммарного содержания тугоплавких (Яе, Мо, Та, ') и у'-образующих (А1, Та) металлов, снижения концентраций Сг, Т и исключения из систем легирования N и V. В результате были получены монокристаллические ренийсодер-жащие сплавы с высоким уровнем оптимизируемых параметров [5]. Однако при длительном воздействии высоких температур в ренийсо-держащих ЖНС образуются топологически плотноупакованные (ТПУ) фазы, которые могут отрицательно влиять на механические свойства. Для стабилизации фазового состава и снижения вероятности выделения ТПУ-фаз высокорениевые ЖНС легируют рутением в количестве 2-6 % [6-9]. В настоящее время разработано несколько поколений монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов для литья лопаток газовых турбин (табл. 1).

Наиболее высокотемпературными являются жаропрочные сплавы последних поколений, легированные рением и рутением. Рений-рутенийсодержащие жаропрочные сплавы имеют наибольшую высокотемпературную длительную прочность и термическую стабильность; по сравнению с традиционно легированными сплавами (СМБХ-2, Р'А-1480) их температурная работоспособность на 50.60 °С выше [3].

В настоящей работе представлены результаты авторов по конструированию и экспериментальному исследованию рений-рутенийсо-держащего жаропрочного сплава 5-го поколения, которые отражают основные представления о физико-химических принципах разработки литейных ЖНС для изготовления лопаток авиационных газотурбинных двигателей.

Конструирование сплава. В течение длительного времени эмпирический метод «проб и ошибок» был основным при разработке конструкционных материалов. Совершенно очевидно, что для жаропрочных никелевых сплавов, легированных более чем 15 элементами, нахождение оптимальных состава и комплекса свойств является трудоемкой задачей, требующей больших временных и финансовых затрат. Особенно это касается сплавов, легированных дорогостоящими элементами - рением, рутением и т. п. В связи с этим формальные методы компьютерного проектирования современных жаропрочных сплавов становятся необходимым инструментом [2-11]. По существу, традиционный метод «проб и ошибок» заменяется экспрессным и экономичным методом «делай правильно с первого раза», который позволяет не только оптимизировать химический состав уже имеющихся промышленных сплавов, но и разрабатывать новые сплавы.

Таблица 1

Химический состав (% масс.) монокристаллических ЖНС и их плотность [5-11]

Сплав Cr Ti Mo w Re Та AI Co Другие Плотность, кг/м3 Поколение Фирма

ЖС40 6,1 - 4,00 6,9 - 7,00 5,60 0,5 0,2 Nb 8800 1 ВИАМ

PWA-1480 10,0 1,5 - 4,0 - 12,00 5,00 5,0 - 8700 1 Pratt & Whitney

CMSX-2 8,0 1,0 0,60 8,0 - 6,00 5,60 5,0 - 8560 Cannon Muskegon

МС2 8,0 1,5 2,00 8,0 - 6,00 5,00 5,0 - 8630 1 ONERA

АМЗ 8,0 2,0 2,25 5,0 - 3,50 6,00 5,5 - 8250 1 »

ЖС36 4,0 1,1 1,60 11,0 2,00 - 5,80 7,0 1,1 Nb 8724 2 ВИАМ

CMSX-4 6,5 1,0 0,60 6,0 3,00 6,50 5,60 9,0 0,1 Hf 8700 2 Cannon Muskegon

Rene N5 7,0 - 2,00 5,0 3,00 7,00 6,20 8,0 0,2 Hf 8700 2 GE

PWA-1484 5,0 - 2,00 6,0 3,00 8,70 5,60 10,0 0,1 Hf 8950 2 Pratt & Whitney

Rene N6 4,2 - 1,40 6,0 5,40 7,20 5,75 12,5 0,15 Hf 8970 3 GE

CMSX-10 2,0 0,2 0,40 5,0 6,00 8,00 5,70 3,0 0,1 Nb, 0,03 Hf 9050 3 Cannon Muskegon

TMS-75 3,0 - 2,00 6,0 5,00 6,00 6,00 12,0 0,1 Hf 8890 3 NIMS

MC-NG 4,0 0,4 1,00 5,0 4,00 5,00 6,00 0,2 4 Ru 8750 4 ONERA

ЕРМ-102/ МХ-4/ PWA-1497 2,0 2,00 6,0 5,95 8,25 5,55 16,5 3 Ru, 0,03 c, 0,15 Hf 9200 4 GE, Pratt & Whitney and NASA

TMS-138 6,0 - 3,00 6,0 5,00 6,00 6,00 6,0 2 Ru 8950 4 NIMS and IHI

TMS-162 2,9 - 3,90 5,8 4,90 5,60 5,80 6,0 6 Ru, 0,1 Hf 9040 5 »

TMS-196 4,6 — 2,40 5,0 6,40 5,60 5,60 5,6 5 Ru, 0,1 Hf 9010 6 »

Поиск композиции ЖНС 5-го поколения осуществляли на базе системы Ni-A1-Cr-Mo-W-Ta-Co-Re-Ru с помощью метода компьютерного конструирования [2].

Алгоритм поиска композиции сплава состоял в следующем. В выбранной системе легирования задаваемые концентрации по каждому из элементов разбивали на два уровня - минимальный и максимальный. Затем составляли матрицу планирования полного факторного эксперимента (ПФЭ) для восьми переменных факторов типа ПФЭ 2й, где п - фактор (концентрация компонентов). Далее проводили оценку сбалансированности химического состава всех 2п вариантов сплава, которую определяли параметром ДЕ [12]:

= Еспл E0;

Е = 0,036Аспл + 6,28,

(1)

где Лспл = ^; Еспл = ^Е1С1; Ли Ег и С/ - соответственно атомная

2 2' сПЛ ¿—i 2 2 i=1 2=1

масса, число валентных электронов и атомная доля /-го компонента в сплаве; п - число компонентов, включая основу сплава, без учета углерода, микродобавок бора, редкоземельных элементов (Ьа, Се, У и др.) и примесей.

Параметр Е0 в выражениях (1) получен методом регрессионного анализа экспериментальных данных по фазовому составу большой группы ЖНС различного химического состава [12]. В координатах Е0-Лспл параметр Е0 определяет фазовую стабильность у/у '-микроструктуры жаропрочного никелевого сплава. Обычно промышленные ЖНС имеют значение параметра Еспл, отличающееся от Е0 на величину ±ДЕ, называемую дисбалансом легирования сплава. Значение и знак ДЕ определяют вероятность протекания фазовых превращений с образованием в у/у' -структуре сплава нежелательных фаз различного типа. В сплавах с большим отрицательным дисбалансом легирования (ДЕ < 0) велика вероятность образования карбидов типа М6С или ТПУ-фаз; сплавы, у которых ДЕ> 0, склонны к образованию фаз типа №3Т и №3ЫЬ, а также эвтектических (перитектических) фаз на основе №3А1; при ДЕ= 0 сплав является сбалансированным по химическому составу. В настоящей работе химический состав сплава считался сбалансированным (т.е. имел фазовый состав у/у' ), если для него выполнялось условие -0,04 < ДЕ < 0.

Основным фактором, определившим выбор наиболее перспективного состава сплава среди фазово-стабильных композиций, стал у/у' -мисфит. В целях достижения максимальных характеристик длительной прочности в выбранной системе легирования расчетным путем было установлено, что абсолютное значение у/у' -мисфита при ау > ау<

должно быть по крайней мере в 2-3 раза больше по абсолютной величине, чем у монокристаллических ЖНС 2-го и 3-го поколений [11].

Другими факторами, на основе которых выбирали перспективный состав сплава, являлись температура полного растворения у 'фазы в у-твердом растворе Тп.р, количество у' -фазы в сплаве F0, плотность d, температура плавления эвтектики у + у ' Тэвт, температура со-лидуса Ts, «окно» термической обработки Тэвт - Тпр, отсутствие струйной ликвации (freckles) при направленной кристаллизации отливок и т.д. (всего около 15 условий).

С учетом достигнутого максимального расчетного значения у/у' -мисфита для экспериментального изучения был выбран сплав (далее сплав N6), химический состав которого представлен в табл. 2. В табл. 3 приведены полученные расчетным путем значения некоторых характеристик этого сплава в сравнении с данными эксперимента.

Таблица 2

Химический состав сконструированного сплава N6, сплавов N1 и N4 [13], % масс.

Сплав Cr Mo W Re Ta Al Co Ru

N6 3,0 3,3 4,0 6,3 5,8 5,70 5,5 5,0

N1 2,5 2,0 1,3 9,0 8,8 5,75 11,0 -

N4 2,5 4,0 4,0 6,0 4,5 6,00 6,3 4,0

Примечание. Основа всех сплавов - №.

Таблица 3

Характеристики сконструированного сплава N6

Характеристика Расчет Эксперимент

Физико-химические:

ё, кг/м3 9090 9010

Т °С 1 п.р? ^ 1324 1328

Тэвт, °С эвт 1337 1340

Тв, °С 1379 1376

Ть, °С 1437 1422

Структурно-фазовые: (850 °С), % 61,1 64,2

^эвт (850 °С), % 3,3 1,7

Б (20 °С, ау >ау), % 0,49 0,45

Параметр фазовой стабильности ДЕ -0,039 -

Длительная прочность а]00°, МПа 225 220

Примечание. Здесь Т8 - температура солидуса; Ть - температура ликвидуса;

^эвт - объемная доля эвтектики у + у'; 0Ю00 - 1000-часовая длительная прочность

при температуре 1000 °С для монокристаллов с кристаллографическим направлением <001>.

Получение монокристаллов сплава. Успешная разработка высокожаропрочных материалов для лопаток газовых турбин была бы невозможна без создания специальной технологии монокристаллического литья. В настоящее время ФГУП «ВИАМ» является единственным в мире предприятием, которое разработало и применяет высокоградиентную технологию направленной кристаллизации и специальное оборудование для производства монокристаллических турбинных лопаток.

Монокристаллы сконструированного жаропрочного никелевого сплава N6 (прутки диаметром 16 мм и длиной 185 мм) были получены В.В. Герасимовым методом LMC (Liquid Metal Cooling). Для зарождения монокристаллической структуры кристаллизуемого сплава использовали тугоплавкие затравки из сплава Ni-W с кристаллографической ориентацией <001>, которые помещали в затравочные полости литейной керамической формы. После направленной кристаллизации монокристаллы сплава имели типичное денд-ритно-ячеистое строение с междендритным расстоянием ~250 мкм (рис. 2, а).

Рис. 2. Микроструктура монокристалла сплава N6 с кристаллографической ориентацией <001> после литья (поперечное сечение):

а - дендритно-ячеистая структура; б -эвтектика у + / в междендритной области; в, г - частицы /-фазы в у-матрице оси дендрита первого порядка и в междендритной области соответственно

Микроструктура и коэффициенты ликвации. Вследствие микроликвации легирующих элементов в процессе направленной кристаллизации монокристаллов в пределах дендритной ячейки наблюдается химическая и структурная неоднородность. В междендритных участках присутствует неравновесная эвтектика у + у ' (или перитектическая фаза у') в количестве ~2 % по объему (рис. 2, б). Размер и форма частиц у' -фазы значительно различаются в осях дендритов и междендритных областях (рис. 2, б и г): в последних эти частицы в 5-10 раз крупнее. Размерная и морфологическая неоднородность частиц у' -фазы, а также наличие эвтектики у + у ' в литой структуре монокристаллов является прямым следствием неравновесных условий направленной кристаллизации сплава и обусловлены микроликвацией легирующих элементов в пределах дендритной ячейки.

Для количественной оценки химической микронеоднородности использовали коэффициенты ликвации Кл = Смд / Со.д, где Смд и Со.д -локальные концентрации легирующих элементов в междендритных участках и в осях первичных дендритов монокристалла ЖНС соответственно. При таком определении коэффициент ликвации больше единицы, когда легирующий элемент обогащает междендритные участки. В случае обратной ликвации легирующие элементы концентрируются в осях дендритов и коэффициент Кл меньше единицы. Типичные значения коэффициентов ликвации в исследованных монокристаллах сплава N6 представлены ниже:

Сг Мо А1 W Та Со Яе Яи

1,0 1,2 1,3 0,5 2,1 0,8 0,3 0,9

Как видно, наиболее сильно ликвирующими элементами с обратной ликвацией являются рений и вольфрам, которые сегрегируют в оси дендритов. Тантал и алюминий имеют прямую ликвацию и обогащают междендритные области. Кобальт и рутений слабо ликвиру-ют в процессе направленной кристаллизации сплава.

Микроструктура монокристаллов сплава после высокотемпературной гомогенизации в интервале температур 1285.1320 °С в течение 26 ч и двухступенчатого старения представлена на рис. 3, а.

При высокотемпературной гомогенизации сплава протекают два процесса: сначала растворяется неравновесная эвтектика у + у' , а затем происходит диффузионное выравнивание химического состава в пределах дендритных ячеек. Следствием растворения эвтектики у + у ' (или перитектической фазы у') является образование в междендритных областях гомогенизационных микропор размером до 10 мкм, объемная доля которых не превышает 0,1 %. В результате гомогенизации и двухступенчатого старения распределение частиц у'-фазы в у-матрице осей дендритов и междендритных областей приобретает

Рис. 3. Микроструктура монокристалла сплава N6 с аксиальной кристаллографической ориентацией <001> после термической обработки (а) и испытаний на длительную прочность при температуре 1100 °С, о = 130 МПа продолжительностью 2062 ч (б)

псевдорегулярный характер, размер частиц составляет 0,4.0,5 мкм, а огранка частиц становится близкой к кубической. Коэффициенты ликвации рения, вольфрама и тантала повышаются до значений 0,7 и 0,9 соответственно. Концентрации остальных легирующих элементов практически полностью выравниваются.

Таким образом, в результате термической обработки не удается полностью устранить ликвацию рения из-за чрезвычайно низкой диффузионной подвижности его атомов в у-твердом растворе и привести микроструктуру сплава в однородное состояние. Вероятно, этим объясняется незначительная размерная неоднородность частиц у'-фазы в осях дендритов и междендритных областях, обнаруженная при исследовании термообработанных монокристаллов сплава.

Длительная прочность. Для экспериментального определения характеристик статической длительной прочности сплава N6 были проведены механические испытания при температурах 900, 1000 и 1100 °С монокристаллических образцов с кристаллографической ориентацией <001> (в пределах допуска 10 град). Статистическая обработка результатов испытаний на длительную прочность осуществлялась по уравнению длительной прочности вида [14]

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

Тр = ехр (А) Тт а-п ехр ( ,

где тр - время до разрушения; о - напряжение, МПа; Т - температура, К; А, т, п, и0, п - коэффициенты, определяемые по результатам испытаний на длительную прочность (и0 и п - энергия активации и ак-тивационный объем процесса длительного разрушения соответственно; А - величина, пропорциональная энтропийному члену); Я - газовая постоянная.

С использованием полученного регрессионного уравнения тр = /(Т, о) рассчитывали пределы длительной прочности от для времени до разрушения 100, 500 и 1000 ч сплава N6, средние значения которых приведены в табл. 4. Там же для сравнения представлены аналогичные характеристики монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов 3-го (N1), 4-го (N4, ЕРМ-102 ) и 5-го (ТМБ-162) поколений. Химический состав монокристаллических сплавов N1 и N4 дан в табл. 2, сплавов ЕРМ-102 и ТМБ-162 - в табл. 1.

Таблица 4

Длительная прочность сплава N6 в сравнении с другими монокристаллическими ЖНС

Сплав Поколение Т, °С Ото, МПа О1000, МПа Источник

N6 5 900 595 435 Настоящая работа

1000 315 220

1100 180 130

N1 3 900 585 450

1000 330 215

1100 165 95

N4 4 900 575 410 [11, 13]

1000 305 200

1100 170 120

EPM-102 4 900 503 385

1000 325 200

1100 148 97

TMS-162 5 900 565* 425* Настоящая работа

1000 320* 220*

1100 180* 130*

* Результат обработки частных значений времени до разрушения при различных температурах и напряжениях.

Представленные в табл. 4 данные по длительной прочности свидетельствуют о преимуществе сконструированного рений-рутений-содержащего сплава N6 при температуре 1100 °С перед известными сплавами 4-го поколения и о том, что он не уступает известным сплавам 5-го поколения, также легированным рением и рутением. Указанное обстоятельство объясняется более высокой фазовой стабильностью сплава N6 и подтверждается результатами микроскопических исследований структуры и фазового состава образцов сплавов, разрушенных в результате длительных высокотемпературных испытаний.

Эволюция структуры в процессе ползучести. В процессе высокотемпературной ползучести сплав N6 претерпевает существенную эволюцию структурно-фазового состояния. При всех режимах испы-

таний в структуре сплава наблюдается так называемая рафт-микро-структура, характерная для монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов с ориентацией <001>, подвергшихся воздействию постоянного напряжения при высоких температурах. В процессе переходной стадии высокотемпературной ползучести исходные кубоидные частицы у' -фазы (см. рис. 3, а) специфическим образом коагулируют путем сращивания в пластины, широкие грани которых перпендикулярны к оси приложения нагрузки (рис. 3, б).

После испытаний при температуре 1100 °С продолжительностью более 2000 ч фазовый состав исследованного сплава не изменяется (наличие пластинчатых ТПУ-фаз в структуре разрушенных образцов не обнаружено) и сохраняется регулярное чередование прослоек у- и у' -фаз, что свидетельствует о высокой фазовой стабильности сконструированного сплава N6 и морфологической устойчивости образовавшейся рафт-микроструктуры. Однако объемное соотношение фаз и геометрических размеров прослоек изменяются: после длительных испытаний толщина прослоек у-фазы возрастает от 0,1 до 0,3 мкм. Наибольшие изменения в микроструктуре сплава в процессе ползучести наблюдаются в объеме материала вблизи зоны разрушения образца (рис. 3, б). Здесь рафт-микроструктура претерпевает топологическую инверсию, т.е. сращивающиеся в процессе ползучести пластины У-фазы образуют односвязную матрицу, а ранее односвязный матричный у-твердый раствор - изолированные друг от друга прослойки. Здесь уместно отметить, что в сплаве N1, содержащем 9 % рения, и сплаве N4, содержащем 6 % рения, выделение пластинчатых ТПУ-фаз наблюдается при температуре 1100 °С соответственно через 560 и 1300 ч испытаний [13].

Выводы. На основе расчетов фазового состава, физико-химических и структурно-фазовых характеристик никелевых сплавов системы Ni-Al-Cr-Mo-W-Ta-Co-Re-Ru сконструирован новый монокристаллический жаропрочный сплав 5-го поколения N6, содержащий 6,3 % рения и 5 % рутения. Для повышения фазовой стабильности и длительной прочности суммарное содержание тугоплавких (Де, Мо, Та, W) и у' -образующих (А1, Та) элементов в сплаве было сбалансировано.

В процессе длительных испытаний на ползучесть при температуре 1100 °С продолжительностью более 1000 ч сохраняется фазовая стабильность монокристаллов исследованного рений-рутенийсодер-жащего жаропрочного сплава N6. Основными факторами, понижающими длительную прочность сплава при этой температуре, являются растворение упрочняющей у'-фазы и соответствующее увеличение доли у-фазы, деградация рафт-микроструктуры и наличие гомогени-зационных микропор.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Петрушин Н. В., Светлов И. Л. Физико-химические и структурные характеристики жаропрочных никелевых сплавов // Металлы. 2001. № 2. С. 63-73.

2. Каблов Н. В., Петрушин Н. В. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов // Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. М.: Наука, 2006. С. 56-78.

3. Каблов Н. В., Петрушин Н. В., Светлов И. Л., Демонис И. М. Литейные жаропрочные никелевые сплавы для перспективных авиационных ГТД // Технология легких сплавов. 2007. № 2. С. 6-16.

4. Каблов Е. Н., Петрушин Н. В., Василенок Л. Б., Морозова Г. И. Рений в никелевых сплавах для лопаток газовых турбин // Материаловедение. 2000. № 2. С. 23-29; № 3. С. 38-43.

5. Каблов Е. Н., Петрушин Н. В., Сидоров В. В., Демонис И. М. Разработка монокристаллических высокорениевых жаропрочных никелевых сплавов методом компьютерного конструирования // Авиационные материалы и технологии: Науч.-техн. сб. Вып. Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства сплавов и литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД. М.: ВИАМ, 2004. С. 22-36.

6. Caron P. High Y solvus new generation nickel-based superalloys for single crystal turbine blade applications // In Superalloys 2000, ed. T.M. Pollock et al. Publ. of the Minerals, Metals & Materials Society. Seven Springs Mountain Resort, Champion (Pennsylvania), 2000. Р. 737-746.

7. Walston S., Cetel A., MacKay R., O'Hara K., et al. Joint development of a fourth generation single crystal superalloy //In Superalloy 2004, ed. K.A. Green et al. Publ. of the Minerals, Metals & Materials Society. Seven Springs Mountain Resort, Champion (Pennsylvania), 2004. Р. 15-24.

8. Koizumi Y., Kobayashi T., Yokokawa T., et al. Development of next-generation Ni-base single crystal superalloys // In Superalloys 2004, ed. K.A. Green et al., Publ. of the Minerals, Metals & Materials Society. Seven Springs Mountain Resort, Champion (Pennsylvania), 2004. Р. 35-43.

9. Sato A., Harada H., Yen An-C., et al. A 5th generation SC superalloy with balanced high temperature properties and processability // In Superalloys 2008, ed. R. C. Reed et al. Publ. of the Minerals, Metals & Materials Society. Seven Springs Mountain Resort, Champion (Pennsylvania), 2008. Р. 131-138.

10. Hino T., Kobayashi T., Koizumi Y., et al. Development of a New Single Crystal Superalloy for Industrial Gas Turbines // In: T.M. Pollock, R.D. Kissinger, R.R. Bowman, K.A. Green, M. McLean, S.L. Olson, J.J. Schirra. (Eds.). Superalloys 2000. TMS, Warrendale, PA, 2000. Р. 729-736.

11. Каблов Е. Н., Петрушин Н. В., Светлов И. Л. Компьютерное конструирование жаропрочного никелевого сплава 4-го поколения для моно-

кристаллических лопаток газовых турбин // Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. М.: Наука, 2006. С. 98-115.

12. Морозова Г. И. Закономерность формирования химического состава у7у-матрицы многокомпонентных никелевых сплавов //ДАН СССР. 1991. Т. 320. № 6. С. 1413-1416.

13. Petrushin N.V., Svetlov I.L., Samoylov A.I., Morozova G.I. Physicochemical Properties and Creep Strength of a Single Crystal of NickelBase Superalloy Containing Rhenium and Ruthenium // Int. J. Mat. Res. (formerly Metallkd.). Vol. 101. No.5. Р. 594-600.

14. Каблов Е. Н., Голубовский Е. Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение, 1998.

Статья поступила в редакцию 31.10.2011

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.