CC BY
935
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: admin@viam.ru
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]
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
