CC BY
110
УДК 669.017.165:669.018.44 DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-2-14-25
Е.Н. Каблов1, О.Г. Оспенникова1, Н.В. Петрушин1, Е.М. Висик1
МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЙ ЖАРОПРОЧНЫЙ НИКЕЛЕВЫЙ СПЛАВ НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ С НИЗКОЙ плотностью
Представлены результаты по разработке с помощью метода компьютерного конструирования нового монокристаллического жаропрочного сплава ВЖМ7. Сплав ВЖМ7 с кристаллографической ориентацией <001> (плотность 8,39 г/см3) обладает высокой фазовой стабильностью, повышенными характеристиками прочности =1040МПа) и жаропрочности (<з| °°° =220МПа). Сплав ВЖМ7рекомендуется для изготовления рабочих лопаток газотурбинных двигателей для эксплуатации при температурах до 1100°С и кратковременно - до 1150°С.
Ключевые слова: монокристаллические жаропрочные никелевые сплавы, компьютерное конструирование, плотность, микроструктура, структурные и фазовые превращения, фазовая стабильность, механические свойства.
The results of the new single-crystal superalloy VZhM7 development by the computer design method are hereby presented. VZhM7 alloy with crystallographic orientation <001> (density 8,39 g/cm3) has a high phase stability, high strength (tensile strength 1040 MPa at 20°C) and heat resistance (long-term strength 220 MPa at 1000°C on the 100 h basis). VZhM7 alloy is recommended for the rotor blades of gas turbine engines manufacture to operate at temperatures up to 1100°C and even up to 1150°C for brief time.
Keywords: single-crystal nickel-base superalloys, computer design, density, phase stability; phase and structural transformations; mechanical properties.
Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации
[Federal state unitary enterprise «All-Russian scientific research institute of aviation materials» State research center of the Russian Federation] E-mail: [email protected]
Введение
Жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) с монокристаллической структурой для изготовления лопаток газовых турбин разрабатываются уже более 30 лет. Общим для сплавов данного класса является отсутствие в их составе химических элементов C, B, 2г и Щ которые вводятся в ЖНС с равноосной или столбчатой структурой зерен с целью упрочнения межзеренных границ. В отсутствие этих легирующих элементов удалось существенно повысить температуру солидус, сопротивление ползучести, механической и термической усталости монокристаллов благодаря устранению возможности образования карбидов и бо-ридов, являющихся концентраторами напряжений и очагами зарождения трещин. Монокристаллические сплавы первого поколения содержали традиционный комплекс легирующих элементов: Л1, &, Mo, W, Ta, №. Создание сплавов второго поколения связано с использованием рения в качестве основного легирующего элемента, позволившего значительно повысить сопротивление ползучести и ресурс монокристаллических лопаток. Типичные монокристаллические ЖНС (МЖНС) второго поколения CMSX-4, Rene N5, содержащие 3% (по массе) Re, и ЖС32 с 4% Re нашли широкое применение в гражданских и военных авиационных двигателях [1, 2]. Третье поколение МЖНС с еще более высокой жаропроч-
ностью создано путем повышения концентрации Re до 6% (по массе). К ним относятся хорошо известные МЖНС - CMSX-10 и Rene N6 [2, 3]. Положительное влияние рения на жаропрочность никелевых сплавов обусловлено увеличением температуры солидус, повышенной растворимостью рения в никелевом у-твердом растворе и увеличением периода его кристаллической решетки, следовательно, у/у'-мисфита, снижением коэффициентов диффузии атомов легирующих элементов [4]. Однако в МЖНС с высоким содержанием рения велика вероятность выделения топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз при длительной эксплуатации, которые могут отрицательно влиять на механические свойства. Для стабилизации фазового состава и снижения вероятности выделения ТПУ фаз высокорениевые МЖНС предложено легировать рутением [5, 6]. Проведенные исследования рений-рутений-содержащих никелевых композиций привели к разработке четвертого и пятого поколений монокристаллических сплавов, таких как известные зарубежные сплавы EPM-102/MX4/PWA1497 (фирмы NASA, GE и Pratt & Whitney, США) [7], TMS-138, TMS-162, TMS-196 (NIMS и IHI, Япония) [8, 9] и отечественные сплавы ВЖМ4 и ВЖМ6 [10-12]. Значения длительной прочности и плотности этих сплавов приведены в табл. 1. Рений-рутениевые ЖНС имеют наибольшую дли-
Особенности легирования и свойства монокристаллических рений-рутенийсодержащих жаропрочных никелевых сплавов
Таблица 1
Сплав Содержание элементов, % (по массе) Длительная прочность, МПа, за 100 ч при температуре, °С Плотность, г/см3
Re Ru 900 1000 1100 1150
ВЖМ4 6 4 575 305 170 125 8,87
ВЖМ6 6,3 5 595 315 180 130 8,92
CMSX-10 6 — 530 290 150 — 9,05
4 4 475 275 145 - 8,75
ЕРМ-102 5,95 2 503 325 148 — 9,20
ТМБ-162 4,9 6 565 320 180 - 9,01
Рис. 1. Температурная работоспособность (при напряжении 137 МПа на базе 1000 ч) монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов поколений [9, 13]
Рис. 2. Зависимость предела длительной прочности от плотности монокристаллических жаропрочных сплавов с кристаллографической ориентацией <001>
тельную прочность по сравнению с традиционно легированными сплавами, их температурная работоспособность на ~60°С выше (рис. 1), чем у сплавов предыдущих поколений. При этом увеличение жаропрочности и температурной работоспособности сопровождается сопутствующим возрастанием плотности сплавов - до 9,2 г/см3 (рис. 2) как результат возрастающего количества тугоплавких дорогостоящих легирующих компонентов в сплаве.
Таким образом, разработанные жаропрочные суперсплавы, в первую очередь легированные рением и рутением, являются важнейшим фактором решения проблемы создания высокоэффективных авиационных газотурбинных двигателей с малым уровнем эмиссии оксидов азота и углерода, а также низким удельным расходом топлива [14, 15].
Известно, что увеличение содержания рения -остродефицитного и дорогостоящего металла - в
жаропрочных сплавах приводит к резкому возрастанию их стоимости. Поэтому во многих исследовательских центрах большое внимание уделяется разработке экономнолегированных рением монокристаллических сплавов [13, 16-19]. При этом одной из важнейших задач создания такого типа сплавов является снижение их плотности. Так, фирмой MTU (Германия) разработан монокристаллический жаропрочный никелевый сплав LEK94, содержащий 2,45% (по массе) Re, с плотностью —8,3 г/см3 и длительной прочностью а ¡о 05 00 и200 М Па [18], который рассматривается в качестве материала для лопаток ротора турбин среднего давления на двигателе TP400-D6 для европейского самолета A400M. Среди других достижений в этой области следует отметить монокристаллические ЖНС серии LDS (NASA, США), легированные —3% (по массе) Re, с плотностью —8,56 г/см3 и длительной прочностью о¡0000 и245 М Па[19]. Другим направлением снижения потребления рения является разработка технологии производства жаропрочных сплавов, включающей переработку отработавших свой ресурс турбинных лопаток из ЖНС, содержащих рений [20].
В данной работе рассмотрены результаты разработки и исследований нового конкурентоспособного жаропрочного никелевого сплава низкой плотности ВЖМ7 с монокристаллической структурой с повышенными характеристиками прочности и жаропрочности.
Материалы и методы
Для разработки нового монокристаллического сплава низкой плотности использован метод компьютерного конструирования [21]. Поиск оптимального легирования сплава осуществляли следующим образом: сводили к минимуму сбалансированное суммарное содержание тяжелых тугоплавких металлов (Re, Mo, Ta, W) и повышали содержание легких у'-образующих металлов (Al, Ti), а также исключали из системы легирования Nb, Hf и V.
При этом основными физико-химическими и структурно-фазовыми характеристиками, определившими выбор наиболее перспективных составов разрабатываемого сплава, приняты температуры полного растворения у'-фазы в матричном у-твердом растворе (солвус у'), плавления неравновесной эвтектики (перитектики) у+у' и солидус, а также у/у'-мисфит (размерное несоответствие периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз).
Выплавку нового сплава ВЖМ7 проводили в вакуумной индукционной печи ВИАМ-2002 по технологии, применяемой для выплавки ренийсо-держащих жаропрочных никелевых сплавов [22]. Проведенный химический и газовый анализ выплавленного сплава показал, что по основным химическим легирующим элементам состав сплава отвечает расчетному, а содержание примесей
составляет (% по массе): 0,005 С, 0,0006 S, 0,0009 O, 0,0005 N и соответствует чистоте металла по примесям в известных монокристаллических жаропрочных никелевых сплавах ЖС36 и ВЖМ4 [20, 22].
Объектом исследования служили монокристаллические отливки (диаметр 15 мм, длина 185 мм) сплава ВЖМ7 с аксиальной кристаллографической ориентацией, близкой к <001> (Да<001><10 град), которые получены по технологии LMC (Liquid Metal Cooling) на тугоплавких затравках из сплава Ni-W с кристаллографической ориентацией (КТО) <001> в промышленной установке для направленной кристаллизации УВНК-9А [23]. Для растворения неравновесных фаз и устранения химической и структурной неоднородности проводили баротермическую обработку монокристаллических отливок сплава, включавшую горячее изостатическое прессование (ГИП) в газостате при различных температуре и давлении аргона, после которого отливки сплава подвергали термической обработке, включавшей нагрев в вакууме с выдержкой при температуре 1300°С и последующее двухступенчатое старение.
Контроль макроструктуры и монокристалличности отливок после направленной кристаллизации проводили путем визуального осмотра их поверхности после травления. С этой целью отливки после химического травления при комнатной температуре в реактиве 80% HCl+20% H2O2 осматривали под оптическим микроскопом и определяли наличие большеугловых границ зерен.
Определение кристаллографической ориентации (КТО) осуществляли на конусах, отрезанных от каждой отливки сплава с монокристаллической структурой, при этом плоскость поперечного реза была перпендикулярна продольной оси отливки. КТО каждой монокристаллической отливки определяли методом рентгеноструктурного анализа поперечной поверхности шлифа конуса, протравленной для выявления дендритной структуры. Рентгеносъемку проводили при помощи дифрак-тометра ДРОН-3 в характеристическом излучении Cu Ka1. При этом определяли угловое отклонение Да<001> заданного аксиального кристаллографического направления <001> от продольной оси конуса и соответственно всей отливки. Результаты рентгеносъемки регистрировали в виде дифракто-грамм отражений от плоскостей (001) монокристалла.
Из полученной литой монокристаллической отливки изготавливали образцы в форме дисков диаметром —4 мм и толщиной —1 мм для проведения исследований температур фазовых превращений. Эти исследования проводили методом дифференциального термического анализа (ДГА) на установке DSC-404 (образцы нагревали с постоянной скоростью 20°С/мин в атмосфере гелия). Далее литые и термически обработанные монокристаллические отливки разрезали на диски толщиной —8 мм и на торцевой части каждого из них
изготавливали поперечные микрошлифы образцов для растровой электронной микроскопии, микрорентгеноспектрального анализа и рентгеновской дифрактометрии.
Исследования микроструктуры изготовленных микрошлифов образцов проводили на растровом электронном микроскопе (РЭМ) JSM-6490LV и просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) JEM-200-CX. Подготовка микрошлифов для растровой микроскопии проводилась с помощью специального химического травления.
Локальный химический и фазовый состав образцов сплава исследовали методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на приборе Superprobe-733; исследовали нетравленые микрошлифы образцов.
Определение периодов кристаллических решеток у'- и у-фаз проводили при комнатной температуре на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3. Для определения периодов кристаллических решеток у'- и у-фаз выбран рефлекс (222) Fe Ka. Запись дифрактограмм выполняли с использованием компьютерной программы EXPRESS, разделение суммарного (у'+у)-профиля Ka1 на фазовые синглеты у'- и у-фаз проводили по компьютерной программе OUTSET. Размерное несоответствие периодов кристаллических решеток фаз или у/у'-мисфит Да рассчитывали по формуле:
Да=(ау-ау')/ау, (1)
где aY и ау - периоды решеток у- и у'-фаз соответственно.
Образцы для определения механических свойств изготавливали из термически обработанных монокристаллических отливок сплава с КГО <001>. Характеристики кратковременной прочности, пластичности и модуля упругости исследовали в интервале температур 20-1150°С с помощью установки ИР5113 при растяжении в соответствии с требованиями ГОСТ Р 1497 и ГОСТ Р 9651.
Испытания на длительную прочность проводили в соответствии с ГОСТ Р 10145 в температурном диапазоне 900-1100°С и диапазоне долговечности тр>1000 ч в воздушной атмосфере без покрытий. Обработку экспериментальных данных осуществляли по уравнению температурно-силовой зависимости времени до разрушения тр [24]:
х р = ф m оехр ( ^Rr ) , (2)
где Т - температура; а - напряжение; m, n, U0, n -коэффициенты, определяемые по результатам испытаний; R - универсальная газовая постоянная.
Испытания на многоцикловую усталость (МнЦУ) монокристаллических гладких образцов и образцов с надрезом проводили в соответствии с ГОСТ Р 25.502 при температурах 20 и 900°С при чистом изгибе при вращении, цикл нагружения -симметричный (R=-1) синусоидальной формы, частота циклов 50 Гц.
Испытания на малоцикловую усталость (МЦУ)
монокристаллических гладких образцов проводили в соответствии с ГОСТ Р 25.502 при «мягком» цикле осевого нагружения (контролируемый параметр - нагрузка) при температуре 750°С. Цикл нагружения - отнулевой (R=0) треугольной формы, частота циклов 1 Гц.
Обработку результатов испытаний на МнЦУ и МЦУ осуществляли с использованием уравнений кривых усталости вида:
N f о b _ А, (3)
где Nf - число циклов до разрушения; b и А - постоянные коэффициенты.
Результаты и обсуждение
Конструирование сплава
Алгоритм поиска композиции конструируемого сплава состоял в следующем [13]. В выбранной никелевой системе легирования Ni-Al-Ti-Cr-Co--Mo-W-Ta-Re концентрации легирующих элементов разбивали на два уровня (min и max) и составляли матрицу планирования полного факторного эксперимента (ПФЭ) для восьми переменных факторов типа 2n+1, где n=8 - количество переменных факторов - легирующих элементов. Далее в компьютерном эксперименте оценивали сбалансированность химического состава всех 2n+1 вариантов сплава, которую определяли параметром баланса легирования AE [25]:
АЕ=ЕСПЛВВ-Ео при £о=0,036Асплав+6,28, (4)
n n
a _x " A с E v ^ E с
где спл ав _ ^ ' ' и E спл ш _ 2-P'- соответствен-
i_i ,_i
но средняя атомная масса (в молях) и среднее количество валентных электронов легирующих элементов в сплаве; A, Ег и Сг - соответственно атомная масса, количество валентных электронов и атомная доля г'-го компонента в сплаве; n - число компонентов, включая основу сплава.
Химический состав сплава считали сбалансированным, если для него выполнялось условие -0,04<AE. Затем сбалансированные композиции сплава оценивали по методам PHACOMP Md [26] и индекса растворимости SI [27], которые предсказывают вероятность выделения нежелательных фаз, если рассчитанные Md-параметр для у-твердого раствора Md(y) и SI-параметр для у'-фазы сплава превосходят критические значения, определенные из эксперимента. При этом принимали, что композиции сплава, которые удовлетворяли условиям Md(y)<0,93 и 1<(SI)y<1,3 -фазовостабильны. Для выбранных фазовостабиль-ных композиций рассчитывали физико-химические, структурно-фазовые и механические характеристики. С учетом достигнутых расчетом требуемых характеристик для экспериментального исследования выбран сплав с плотностью d=8,371 г/см3 (далее - сплав ВЖМ7), содержащий
Примечание: F0 - количество дисперсной у'-фазы (при различных температурах); F3BT - количество неравновесной эвтектики y+y'; Да - размерное несоответствие периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз (у/у'-мисфит) Да=(ау-ау')/ау, где aY и ау - периоды кристаллических решеток у- и у'-фаз; d - плотность; Гпр - температура полного растворения у'-фазы в у-твердом растворе (солвус у'); Тэвт - температура плавления неравновесной эвтектики у+Y'; TS - температура солидус; TL - температура ликвидус; ДЕ - параметр сплава, рассчитанный по методу баланса легирования; Md(y) - параметр у-твердого раствора сплава, рассчитанный по методу New PHACOMP; SI - параметр у'-фазы, рассчитанный по методу индекса растворимости; о J 0 ¡J 0 и о J ¡J ¡J ¡0 - 100- и 1000-часовая длительная прочность при температуре 1000°С для монокристаллов сплава с кристаллографической ориентацией <001>.
Таблица 2
Характеристики сконструированного сплава низкой плотности ВЖМ7
Характеристики Значения характеристик
расчет эксперимент
Структурно-фазовые параметры: F0, %, при температуре, °С: 850 900 1000 1100 1200 Fэвт, %, при температуре 20°С Да, %, при температуре 20°С 64,8 64,0 57.7 45,3 26.8 4,7 0,23 2,7 0,13
Физико-химические параметры: d, г/см3 температуры фазовых превращений, °С: Т 1 п.р Тэвт Тз Ть 8,371 13 00 1316 1331 1398 8,393 1290 1312 1323 1387
Параметры фазовой стабильности: ДЕ МВД 31 0,09 0,909 1,16 -
Длительная прочность, МПа:
_ 1000 ° 100 221 220
_ 100СС °1000 148 140
(в % по массе): 6,2 А1; 2,6 Re; 4 Мо; 3,8 Та, а также Сг, W, ТС, La.
В табл. 2 представлены расчетные и полученные экспериментальные характеристики сконструированного сплава.
Хорошая сходимость характеристик, полученных расчетным методом, с экспериментальными данными позволяет сделать вывод о том, что установлен оптимальный состав монокристаллического жаропрочного сплава низкой плотности.
Ростовая структура. С целью исследования влияния технологических параметров литья на ростовую структуру монокристаллов сплава ВЖМ7, которую характеризовали расстоянием между осями дендритов первого порядка (X), объемными долями литейных микропор (Упор) и выделений эвтектики у+у' (И,вт), на промышленной автоматизированной установке для направленной кристаллизации УВНК-9А выполнены плавки с варьированием наиболее важных технологических параметров, таких как:
- Тнм - температура нижнего нагревателя печи подогрева форм установки;
- Тзгш - температура расплава в плавильном тигле установки перед заливкой в керамическую форму;
- скорость кристаллизации R - скорость погружения формы с расплавом из зоны нагрева в жид-кометаллический охладитель.
Другие параметры технологического процесса литья при этом оставались неизменными.
Методом оптической количественной металлографии установлено, что выбранные технологические параметры литья существенно влияют на междендритное расстояние, тогда как объемные доли литейных пор и эвтектики у+у' в отливках, полученных по разным режимам литья, практически не изменяются и составляют Кпор=0,02-0,04% и 1/Гэвт=2,9-5,8% соответственно.
Полученные экспериментальные значения X обработаны методом множественной линейной регрессии. В результате получено следующее регрессионное уравнение:
X=3 1 3+1 3, 35с, -1 1, 4 ~2 - 37 , 9~3 [мкм ]. (5)
]<4*
лонкк \ <
\ 2В0 \ \1 \
\ МО
\ 1
4,5 <! 9 10,3 12
Скорость жрвспшзпщ ннЪпм
аэ.з
Рис. 3. Линии междендритного расстояния X для монокристаллических отливок с КТО <001> из сплава ВЖМ7 в зависимости от технологических параметров литья на установке УВНК-9А
В уравнении (5) символами х , х2 и х3 обозначены кодовые значения параметров литья соответственно Тнн, Тзгш и R. Пересчет кодовых значений параметров в фактические значения осу-
X; - Хр.
ществляется по формуле х, =—
Дх,
где х,, хо -
текущее и среднее натуральные значения. Указанная закономерность при 7,н.н=const в натуральных координатах представлена в виде монограммы на рис. 3.
Микроструктура и микросегрегация
На рис. 4 представлена микроструктура поперечных сечений полученных монокристаллических отливок из сплава ВЖМ7 с КГО <001>. Видно, что она характеризуется химической и структурной неоднородностью в пределах дендритных ячеек монокристалла, которая обусловлена дендритной сегрегацией (микросегрегацией) легирующих элементов при направленной кристаллизации и является типичной для монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов, получаемых на установках типа УВНК-9А [23, 28, 29]. В результате после направленной кристаллизации монокристаллы из сплава ВЖМ7 имеют дендритно-ячеистое строение (см. рис. 4, а). В междендритных участках присутствуют неравновесная эвтектика у'+у (или перитектическая фаза у') в количестве —3% (объмн.) и литейные микропоры (0,02% объемн.) - см. рис. 4, б. Размер и форма частиц у'-фазы значительно различаются в осях дендри-тов и междендритных областях, в последних частицы у'-фазы значительно крупнее (см. рис. 4, в, г).
Количественно микросегрегация характеризуется коэффициентом сегрегации К [30]:
кс =п (Смд / С0 д .п )п , (6)
где См д и Со дл - концентрации элемента в междендритных участках и осях дендритов первого порядка соответственно, п-±1.
Если См.д>С0.д.п, тогда п-+1 и
)>1.
В этом случае сегрегация считается «прямой». Если См.д<С0.д.п, тогда п=-1 и Кс=-(С0.д.п/См.д)<-1, то сегрегация считается «обратной». В табл. 3 представлены типичные значения коэффициентов микросегрегации для монокристаллических отливок из сплава ВЖМ7.
Видно, что легирующие элементы А1, Т^ Мо и Та имеют Кс>1, т. е. они обогащают ме^дендрит-ные области отливки. Другие легирующие элементы W, Re и Со показывают обратную сегрегацию (Кс<-1). Рений - наиболее эффективный упрочняющий легирующий элемент в сплаве ВЖМ7 - значительно сегрегирует в оси дендритов (Кс=-2,4). Закономерности микросегрегации легирующих элементов определяются видом поверхностей солидус и ликвидус на фазовых диаграммах состояния. Легирующий элемент, повышающий температуру солидус ЖНС, обогащает оси дендритов, в противном случае он концентрируется в ме^дендритных областях. Экспериментально установлено [31], что W и Re значительно повышают температуру солидус ЖНС, кобальт повышает ее незначительно; все другие элементы (А1, Сг, Та, №>, ТС, V, Мо, Щ гг, С) понижают температуру солидус.
Химическая и структурная микронеоднородности литых монокристаллов сплава ВЖМ7 предопределяют последовательность протекания при нагреве основных фазовых превращений, к которым относятся растворение дисперсной у'-фазы в матричном у-твердом растворе, плавление эвтектической (перитектической) фазы у'- и у-твердого раствора ме^дендритных областей и дендритов. Все эти превращения протекают непрерывно в широком интервале температур. Полученные методом ДТА характеристические температуры указанных фазовых превращений в литом монокристалле сплава ВЖМ4 приведены в табл. 2.
Анализ структуры монокристаллических отливок сплава ВЖМ7 после термической обработки показал, что в структуре монокристаллов сплава достигнуто практически полное устранение сегрегации легирующих элементов за исключением рения, коэффициент сегрегации которого понизился (в абсолютном значении) с 2,4 (в литом состоянии) до 1,3 после термообработки. Распределение частиц у'-фазы в материале дендритов и междендритных участках после термообработки приобретает псевдорегулярный характер, размер частиц составляет 0,4-0,5 мкм, а огранка частиц становится близкой к кубической (рис. 5, а).
Неравновесные фазы полностью растворились (доля остаточной эвтектики у+у' менее 0,04%). Структура отливок из сплава ВЖМ7 после ГИП и последующей термообработки характеризуется пониженной (в 5-6 раз) микропористостью.
В микроструктуре обработанных таким образом отливок сплава ВЖМ7 обнаружены нанораз-мерные частицы у'-фазы (наноструктурная состав-
1 МКМ 1 МИ1
Рис. 4. Структура монокристаллического сплава ВЖМ7 с КТО <001> после литья (поперечное сечение), РЭМ: а - дендритно-ячеистая структура; б - литейная микропора и эвтектическая у'-фаза в междендритном участке; в - у'-фаза в оси дендрита первого порядка; г - у'-фаза в междендритном участке
Таблица 3
Локальный химический состав и коэффициенты сегрегации легирующих элементов в монокристаллических отливках из сплава ВЖМ7 после литья
Место анализа Содержание элементов, % (по массе), и коэффициенты сегрегации Кс
А1 Сг Со № Мо Та W Re
Ось дендрита первого порядка Междендритный участок 5,7 6,7 0,8 1,7 5,6 5,6 9,2 8,1 64,5 64,1 4,2 5,5 2,5 4,5 3,5 2,1 4,0 1,7
кс 1,2 2,1 1,0 -1,1 - 1,3 1,8 -1,7 -2,4
Эвтектическая у '-фаза 7,6 2,9 2,4 6,1 71,4 2,4 7,4 0,8 0
ляющая сплава ВЖМ7), расположенные в матричных нанопрослойках у-твердого раствора (см. рис. 5, б, е). Избыточных фаз в структуре сплава не обнаружено.
Паспортные характеристики сплава С целью получения сплава ВЖМ7 в количестве, необходимом для определения паспортных характеристик, в вакуумной индукционной печи ИСВ-035 в соответствии с ТИ1.595-16-003-2005 проведена выплавка опытно-промышленной партии этого сплава паспортного состава. Для даль-
нейших исследовательских работ после выплавки, резки и обточки получены литые прутковые (шихтовые) заготовки сплава ВЖМ7. Проведен химический анализ выплавленного сплава по основным химическим элементам и примесям. Установлено, что по основным элементам материал опытно-промышленной плавки сплава ВЖМ7 отвечает расчетному составу, а содержание примесей составляет 0,003% С, 0,0006% ^ 0,0007% О, 0,0003% N и соответствует требованиям по чистоте металла, предъявляемым к монокристаллическим ЖНС.
Рис. 5. Микроструктура монокристаллического сплава ВЖМ7 после горячего изостатического прессования (ГИП) и последующей термообработки - РЭМ (а, б), ПЭМ (в):
а - форма, размеры и распределение микрочастиц у'-фазы в матричном у-твердом растворе; б - выделения наночастиц у '-фазы в прослойках у-твердого раствора на границе субзерен; в - наноразмерные, упорядочено расположенные частицы у'-фазы кубоидной формы в нанопрослойках у-твердого раствора
Таблица 4
Механические свойства при растяжении (средние значения) сплавов ВЖМ7 и ЖС26
Сплав Температура испытаний, °С Е, ГПа ^0,2 5
МПа %
ВЖМ7 20 700 800 900 1000 1100 1150 129 103 96 89 80 71 1040 1040 1120 905 670 410 300 820 810 970 800 620 290 285 22 14 21 33 24 45 30 23 20 24 39 46 80 70
ЖС26 20 133 912 775 16 18
800 107 1010 873 18 22
900 102 863 824 21 22
1000 96 677 500 20 35
1100 88 420 410 21 44
1150 85 334 265 35 50
Таблица 5
Длительная прочность монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов
Сплав Температура °100 °500 °1000
испытании, °С МПа
900 430 330 290
ВЖМ7 1000 220 160 140
1100 120 90 80
900 405 300 255
ЖС26 1000 190 130 110
1100 80 53 44
LEK-94* 1000 200 140 125
1000 245 180 160
LDS-1101** 1100 150 110 -
* Результаты получены расчетным путем по методу, приведенному в работе [21]. ** Результаты получены путем обработки экспериментальных данных из работы [19].
Таблица 6
Многоцикловая и малоцикловая усталость сплава ВЖМ7
Характеристики Температура испытания, °С
20 750 900
Предел выносливости на базе 2 10' цикл: - на гладких образцах (с^), МПа - на образцах с надрезом (а " ) , гн=0,5 мм при а<,=2,33 270 160 - 340 290
Малоцикловая усталость при контролируемой осевой нагрузке на базе Ж=104 цикл при Я=0, /=1 Гц, на гладких образцах (с0), МПа 880
Таблица 7
Удельные потери массы за 30 циклов испытаний сплава ВЖМ7 после испытаний на СОК и ХК
при температуре 850°С (средние значения)
Режим испытания Удельная потеря массы, г/м2 Скорость коррозии, г/(м2ч)
СОК ХК -208,2 -531,4 -6,9 -17,7
В соответствии с ТР1.595-1-920-2011 из опытно-промышленной партии сплава ВЖМ7 на промышленной установке УВНК-9А получены отливки (диаметр 16 мм, длина 185 мм) с монокристаллической структурой с заданной КГО <001>. В соответствии с ТР1-595-1-926-2011 проведена термическая обработка, совмещенная с ГИП, отлитой партии заготовок образцов с монокристаллической структурой с заданной КГО <001 >, из которых изготовлены образцы для определения паспортных характеристик кратковременной и длительной прочности, многоцикловой и малоцикловой усталости, теплофизических свойств, жаростойкости и коррозионной стойкости сплава ВЖМ7.
В табл. 4 представлены механические свойства при растяжении в интервале температур 20-1150°С сплава ВЖМ7. Для сравнения представлены паспортные значения характеристик кратковременной прочности и пластичности сплава ЖС26 с монокристаллической структурой <001> (сплав углеродистый, не содержит рения, плотность 8,567 г/см3).
Как следует из данных табл. 4, характер изменения пределов прочности и текучести в зависимости от температуры у сплава ВЖМ7 такой же, как и у сплава ЖС26. Видно, что в интервале 20-900°С сплав ВЖМ7 имеет слабую температурную зависимость пределов прочности и текучести. При дальнейшем повышении температуры наблюдается уменьшение этих характеристик до значений при температуре 1150°С соответственно св=300 МПа и с0,2=285 МПа. При этом сплав ВЖМ7 имеет преимущество по этим характеристикам при температурах до 900°С. При достаточно высокой прочности сплав ВЖМ7 имеет в интервале температур 20-1150°С повышенную пластичность.
Экспериментальные данные по длительной прочности использованы для определения численных значений коэффициентов уравнения (2), по которому затем рассчитаны средние значения пределов длительной прочности сплава ВЖМ7 при температурах 900, 1000 и 1100°С на базах 100, 500 и 1000 ч. Полученные средние значения длительной прочности сплава ВЖМ7 с КГО
<001> (в сравнении с аналогичными характеристиками сплавов ЖС26, LEK-94 и LDS-1101) приведены в табл. 5. Представленные данные свидетельствуют о преимуществе сплава ВЖМ7 перед сплавами ЖС26 и LEK-94 во всем температурно-временном диапазоне и его конкурентоспособности со сплавом LDS-1101.
Результаты статистической обработки экспериментальных данных, полученных при испытаниях сплава ВЖМ7 на МнЦУ и МЦУ, представлены в табл. 6.
Проведены испытания на стойкость сплава ВЖМ7 с монокристаллической структурой с КТО <001> к сульфидно-оксидной (СОК) и хлоридной (ХК) коррозии при температуре 850°С, режим испытаний - циклический, общая продолжительность испытаний на СОК и ХК составляет 30 циклов. При обработке результатов испытаний определены характеристики коррозионной стойкости (СОК, ХК) при температуре 850°С образцов из сплава ВЖМ7, значения которых представлены в табл. 7.
Проведены испытания в течение 6 мес сплава ВЖМ7 на общую коррозионную стойкость в условиях камеры солевого тумана (КСТ-35), камеры тропического климата (КТК) и в условиях промышленной атмосферы (стенд под навесом). Результаты испытаний показали, что сплав ВЖМ7 обладает удовлетворительной коррозионной стойкостью в условиях КСТ-35, КТК и промышленной атмосферы (стенд под навесом).
В результате испытаний на жаростойкость (при температуре 1100°С в среде воздуха) сплава ВЖМ7 с монокристаллической структурой с КТО <001> определен удельный прирост массы образцов, который составляет за 500 ч: 9,8 г/м2 (среднее значение).
Заключение
С использованием метода компьютерного конструирования разработан новый жаропрочный монокристаллический никелевый сплав ВЖМ7 низкой плотности ^=8,393 г/см3) с монокристаллической структурой <001> с повышенными характеристиками прочности (а^0" = 1040МПа) и жаропрочности (о 10 ¡5 0 =220 М Па) , конкурентоспособный с отечественными (ВЖЛ20, ЖС26, ЖС36) и зарубежными сплавами-аналогами - LEK94 (Германия, d~8,3 г/см3, аЦ^ « 200 МПа) и LDS-1101 (США, d=8,56 г/см3, оЮ0° «245 МПа).
Методом ДГА проведены исследования и определены температуры фазовых превращений в литых монокристаллических образцах сплава ВЖМ7: температура полного растворения у'-фазы
7,пр=1290°С, температура плавления неравновесной эвтектики у+у' 7,ЭВТ=1312°С, температура соли-дус 7^=1323° С, температура ликвидус 71=1387°С.
Разработан режим термической обработки, совмещенной с ГИП, отливок с монокристаллической структурой из сплава ВЖМ7. Выпущена технологическая рекомендация ТР1-595-1-926-2011 «Термическая обработка, совмещенная с горячим изостатическим прессованием (ГИП), отливок образцов из никелевого сплава с низкой плотностью с монокристаллической структурой».
Изготовлена партия заготовок образцов с монокристаллической структурой с заданной КТО <001> из сплава ВЖМ7 и проведены исследования их структуры. Установлено, что в большинстве (~80%) полученных заготовок образцов сформировалась монокристаллическая структура с кристаллографической ориентацией, близкой к заданной с КТО <001 >.
Исследованы микроструктура, структурно-фазовые характеристики, механические свойства при растяжении в интервале температур 20-1150°С, длительная прочность при температурах 900, 1000 и 1100°С, многоцикловая (при температурах 20 и 900°С) и малоцикловая (контролируемая осевая нагрузка при 750°С) усталость, стойкость к сульфидно-оксидной (СОК) и хлоридной (ХК) коррозии при температуре 850°С и жаростойкость при температуре 1100°С нового сплава ВЖМ7.
Установлено, что после термообработки, совмещенной с ГИП, исследуемый сплав в заготовках образцов имеет типичные для монокристаллических жаропрочных сплавов характеристики микроструктуры и фазового состава и характеризуется высокой структурной и химической однородностью, частицы у'-фазы размером 0,4-0,5 мкм приобрели кубоидную форму и их распределение по дендритной ячейке приняло псевдорегулярный характер, у/у'-мисфит составляет 0,13%.
Сплав марки ВЖМ7 рекомендован к опробованию в производственных условиях для изготовления турбинных лопаток с монокристаллической структурой с кристаллографической ориентацией <001>, работающих длительно при температурах до 1100°С. Допускаются кратковременные забросы температуры до 1150°С.
Внедрение жаропрочного сплава ВЖМ7 для производства рабочих лопаток позволит уменьшить на 1,5-2% массу и увеличить в 1,5-2 раза ресурс лопаток по сравнению с серийным жаропрочным сплавом ЖС26 и обеспечит повышение надежности работы перспективных авиационных двигателей.
ЛИТЕРАТУРА
1. Литые лопатки газотурбинных двигателей. Сплавы,
технологии, покрытия. 2-е изд. /Под общ. ред. Е.Н. Каблова. М.: Наука. 2006. 632 с.
2. Reed R.C. The Superalloys: Fundamentals and Applica-
tions. Cambridge University Press. 2006. 372 p.
3. Erickson G.L. A new third generation single crystal,
casting superalloy //J. of Metals. 1995. V. 47. №4. P. 36-39.
4. Каблов E.H., Светлов И.Л., Петрушин H.B. Никеле-
вые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой (Часть II) //Материаловедение. 1997. №5. С. 14-17.
5. Nickel base superalloy and article: pat №5482789 US;
pabl. 09.01.1996.
6. Каблов E.H., Светлов И.Л., Петрушин H.B. Никеле-
вые жаропрочные сплавы, легированные рутением /В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып. Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства сплавов и литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД. М. : ВИАМ. 2004. C. 80-90.
7. Walston S., Cetel A., MacKay R., O'Hara K., Duhl D.,
Dreshfield R. Joint development of a fourth generation single crystal superalloy /In: Superalloys-2004. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society. 2004. P. 15-24.
8. Koizumi Y., Kobayashi T., Yokokawa T. et al. Develop-
ment of next-generation Ni-base single crystal superalloys /In: Superalloys-2004. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society. 2004. P. 35-43.
9. Harada H. Development of Superalloys for 1700°C ultra-
efficient gas turbines /Proc. 9th Liege Conf. «Materials for Advanced Power Engineering 2010». Belgium: University of Liège. 2010. P. 604-614.
10. Каблов E.H., Петрушин H.B., Светлов И.Л. Компьютерное конструирование жаропрочного никелевого сплава IV поколения для монокристаллических лопаток газовых турбин /В сб.: Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. М.: Наука. 2006. С. 98-115.
11. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демо-нис И.М. Никелевые литейные жаропрочные сплавы нового поколения //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 36-52.
12. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Елютин Е.С. Монокристаллические жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей //Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. «Машиностроение». 2011. №SP2. С. 38-52.
13. Петрушин Н.В., Оспенникова О.Г., Висик Е.М., Рассохина Л.И., Тимофеева О.Б. Жаропрочные никелевые сплавы низкой плотности //Литейное производство. 2012. №6. С. 5-11.
14. Ножницкий Ю.А. Конструктивно-технологический облик рабочих лопаток высокотемпературных турбин перспективных ГТД /В сб.: Новые технологические процессы и надежность ГТД. Вып. 7. Обеспечение прочностной надежности рабочих лопаток высокотемпературных турбин М.: ЦИАМ. 2008. С. 3-7.
15. Каблов E.H. 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.
16. Fink P.J., Miller J.L., Konitzer D.G. Rhenium reduction -alloy design usig an economically strategic element //JOM: J. Miner., Metals and Mater. Soc. 2010. V. 62. №1. P. 55-57.
17. Wahl J.B., Harris K. New single crystal superalloys, CMSX-7 and CMSX-8 /In: 12-th International Symposium on Superalloys «Superalloys-2012». Pennsylvania. Minerals, Metals & Materials Society. 2012. P. 179-188.
18. Nickel-Basislegierung für die gießtechnische Herstellung einkristallin erstarrter Bauteile: pat. №10100790 Deutsches; pabl. 18.07.2002.
19. Low density, high creep resistant single crystal superal-loy for turbine airfois: pat. №7261783 US; pabl. 28.08.2007.
20. Каблов E.H., Оспенникова О.Г., Сидоров B.B., Ри-гин В.Е., Каблов Д.Е. Особенности технологии выплавки и разливки современных литейных высокожаропрочных никелевых сплавов //Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. «Машиностроение». 2011. №SP2. С. 68-78.
21. Каблов E.H., Петрушин Н.В. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов /В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып. «Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства сплавов и литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД». М.: ВИАМ. 2004. C. 3-21.
22. Сидоров В.В., Ригин В.Е., Бурцев В.Т. Особенности выплавки ренийсодержащих безуглеродистых жаропрочных сплавов для литья монокристаллических лопаток ГТД /В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып. «Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства сплавов и литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД». М.: ВИАМ. 2004. С. 72-80.
23. Каблов E.H., Герасимов В.В., Висик Е.М. Технологические особенности получения монокристаллических образцов и турбинных лопаток из высокорени-евых жаропрочных сплавов на установках УВНК-9 и ВИАМ-1790 /В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып. «Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства сплавов и литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД». М.: ВИАМ. 2004. С. 91-97.
24. Каблов E.H., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение. 1998. 462 с.
25. Морозова Г.И. Закономерность формирования химического состава у'/у-матрицы многокомпонентных никелевых сплавов //ДАН СССР. 1991. Т. 320. №6. C. 1413-1416.
26. Yukawa N., Morinaga M., Ezaki H., Murata Y. Alloy design of superalloys by the d-electrons concept /Proc. of Conf. «High Temp. Alloys for Gas Turbines and Other Applications». Dordrecht: C.R.M. 1986. P. 935-944.
27. Ohno T., Watanabe R., Tanaka K. Development of a nickelbase single crystal superalloy containing molybdenum by an alloy designing method //J. Iron and Steel Inst. 1988. V. 74. №11. P. 133-140.
28. Каблов E.H., Толорайя B.H. ВИАМ - основоположник отечественной технологии литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД и ГТУ //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 105-117.
29. Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А., Каблов Д.Е. Особенности структуры и жаропрочных свойств монокри-
сталлов <001> высокорениевого никелевого жаропрочного сплава, полученного в условиях высокоградиентной направленной кристаллизации //Авиационные материалы и технологии. 2011. №4. С. 25-31.
30. Epishin A.I., Svetlov I.L., Petrushin N.V., Loshchi-nin Yu.V., Link T. Segregation in single crystal nickelbase superalloys //Defect and Diffusion Forum. 2011. V. 309-310. P. 121-126.
31. Каблов E.H., Светлов И.Л., Петрушин H.B. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой (Часть I) //Материаловедение. 1997. №4. С. 32-39.
