CC BY
56
УДК 669.018.44:669.24
Е.Н. Каблов, Н.В. Петрушин, В.В. Сидоров, И.М. Демонис
РАЗРАБОТКА МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ВЫСОКОРЕНИЕВЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ МЕТОДОМ КОМПЬЮТЕРНОГО КОНСТРУИРОВАНИЯ
Повышение работоспособности жаропрочных материалов является одним из основных направлений улучшения эксплуатационных характеристик газотурбинных двигателей (ГТД). Особую важность приобретает решение этой задачи для литейных жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС), из которых изготовляются наиболее ответственные детали ГТД - турбинные лопатки [1].
В течение длительного времени требуемый уровень характеристик ЖНС достигался легированием никелевой основы все большим числом компонентов, совокупное действие которых положительно влияло на то или иное свойство - длительную прочность, пластичность, усталость, сопротивление окислению и газовой коррозии и др. В результате созданные ЖНС, упрочненные высокодисперсными частицами у'-фазы на основе интерметаллического соединения Ni3Al, карбидами и боридами различного типа, содержат до 15 легирующих и микролегирующих элементов. Однако проблему повышения температурного уровня работоспособности Т ° (температура, при которой достигается определенная продолжительность работы т при заданном напряжении а) лопаток с равноосной структурой это не решило. Дальнейшее повышение характеристик литейных жаропрочных сплавов связано с усовершенствованием металлургии их выплавки, применением технологий направленной кристаллизации, созданием специально легированных ЖНС для монокристаллического литья, содержащих в своем составе новый легирующий элемент - рений и дополнительно легированных РЗМ и бором (рис. 1, табл. 1). Причем совершенствование легирования монокристаллических ренийсо-держащих ЖНС осуществляется путем одновременного повышения физико-химических (температур у'-солвус и солидус) и структурных характеристик (периодов кристаллических решеток и размерного несоответствия у- и у'-фаз, объемной доли у'-фазы) фазовой стабильности, добавления все большего количества рения (как основного твердорастворного упрочнителя у- и у'-фаз) и сбалансированного увеличения суммарного содержания тугоплавких металлов (Re, Mo, Ta, W) [3, 7, 8].
Рис. 1. Температурная работоспособность (Тт°, где х=1000 ч и с=140 МПа) литейных
жаропрочных никелевых сплавов:
1 - ЖС6У (равноосная структура);
2 - ЖС26, ЖС32 (направленная структура);
3 - ЖС30М, ЖС36, CMSX-10 (монокристаллическая структура)
Содержание рения: 0 ( □ ), 2-4 ( □ ) и 5-6% ( □ )
Таблица 1
Химический состав жаропрочных никелевых сплавов для монокристаллического литья турбинных лопаток [1-6]
Сплав Содержание элементов, % (по массе) Плотность, г/см3
Cr Ti Mo W Re Ta Al Co Nb Hf Другие
Первое поколение монок эисталлических ЖНС
ЖС40 6,1 4,0 6,9 7,0 5,6 0,5 0,2 0,02Y; 0,02Ce; 0,02La 8,80
NASAIR 100 9,0 1,2 1,0 10,5 - 3,3 5,75 9,0 - - - 8,54
PWA 1480 10,0 1,5 - 4,0 - 12,0 5,0 5,0 - - - 8,70
CMSX-2 8,0 1,0 0,6 8,0 - 6,0 5,6 5,0 - - - 8,56
CMSX-3 8,0 1,0 0,6 8,0 - 6,0 5,6 4,6 - 0,1 - 8,60
CMSX-6 9,8 4,7 3,0 - - 2,0 4,8 5,0 - 0,1 - 7,98
SRR 99 8,0 2,2 - 10,0 - 3,0 5,5 5,0 - - - 8,56
RR 2000 10,0 4,0 3,0 - - - 5,5 15,0 - - 1,0 V 7,87
Rere N4 9,0 4,2 2,0 6,0 - 4,0 3,7 8,0 0,5 - - 8,56
MC2 8,0 1,5 2,0 8,0 - 6,0 5,0 5,0 - - - 8,63
AM-1 7,8 1,1 2,0 5,7 - 7,9 5,2 6,5 - - - 8,59
AM-3 8,0 2,0 2,25 5,0 - 3,5 6,0 5,5 - - - 8,25
DD3 9,5 2,0 4,0 5,5 - - 5,8 5,0 - - - 8,2
Второе поколение монокристаллических ЖНС
ЖС36 4,0 1,1 1,6 11,0 2,0 - 5,8 7,0 1,1 - - 8,724
CMSX-4 6,5 1,0 0,6 6,0 3,0 6,5 5,6 9,0 - 0,1 - 8,70
Rere N5 7,0 - 2,0 5,0 3,0 7,0 6,2 8,0 - 0,2 0,05C; 0,004B 8,63
SC180 5,0 1,0 2,0 5,0 3,0 8,5 5,2 10,0 - 0,1 - 8,84
SMP 14 4,8 - 1,0 7,6 3,9 7,2 5,4 8,1 1,4 - - -
PWA 1484 5,0 - 2,0 6,0 3,0 8,7 5,6 10,0 - 0,1 - 8,95
TMS-71 6,0 - 6,4 - 2,5 8,4 5,7 6,0 - - - -
TMS-82+ 4,9 0,5 1,9 8,7 2,4 6,0 5,3 7,8 - 0,1 - 8,9
DD6 4,3 - 2,0 8,0 2,0 7,5 5,6 9,0 0,5 0,1 - 8,83
Третье поколение монокристаллических ЖНС
Rere N6 4,2 1,4 6,0 5,4 7,2 5,75 12,5 0,15 0,05C; 0,004B; 0,01Y 8,97
Alloy 5A 4,5 5,75 6,25 7,0 6,25 12,5 0,15 0,05C; 0,004B; 0,01Y 8,91
CMSX-10 2,0 0,2 0,4 5,0 6,0 8,0 5,7 3,0 0,1 0,03 - 9,05
CMSX-10M 2,0 0,24 0,4 5,4 6,5 8,2 5,78 1,7 0,08 0,03 - 9,02
TMS-75 3,0 - 2,0 6,0 5,0 6,0 6,0 12,0 - 0,1 - -
Этот анализ может быть дополнен данными по концентрационным зависимостям параметра длительной прочности с\0000в для монокристаллов ЖНС с ориентацией <001> (рис. 2). Из представленных на рис. 2 зависимостей следует, что достижение максимальных значений параметра <з\0000в =320-350 МПа возможно при условии легирования
монокристаллических ЖНС рением в количестве 9-12% и существенного снижения содержания в них хрома, вольфрама и у'-образующих металлов Hf) [9, 10]. Од-
нако для этого класса высокорениевых жаропрочных материалов должна быть решена
проблема фазовой нестабильности, заключающаяся в образовании при рабочих температурах значительного количества ТПУ-фаз различного типа [11].
Наряду с фазовой стабильностью химический состав сплавов также должен обеспечить получение монокристаллов с высоким уровнем других оптимизируемых параметров. К таким параметрам следует отнести, в первую очередь, размерное несоответствие периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз (мисфит) и температуры полного растворения упрочняющей у'-фазы Тп.р, эвтектического превращения (локального плавления) Тэвт и солидус Т, которые, как и мисфит, определяют сопротивление ползучести и максимальную температурную работоспособность монокристаллов ЖНС. Кроме того, соотношение значений Тпр, Тэвт и Тз обусловливает при термической обработке формирование однородной микроструктуры частиц у'-фазы в матрице гомогенного у-твердого раствора монокристаллов ЖНС. Поэтому при стремлении к достижению высоких значений Тп р, Тэвт и Тз необходимо также обеспечить достаточную величину «окна термообработки», выражаемую разностью температур {Тэвт (Т) - Тпр}, чтобы проводить высокотемпературную гомогенизацию без риска оплавления.
В течение длительного времени эмпирический метод «проб и ошибок» был основным при разработке ЖНС. Очевидно, что поиск оптимального состава ЖНС с заранее заданным уровнем служебных свойств является весьма трудоемкой задачей. Применение для этих целей методов математического планирования эксперимента [12] позволяет существенно сократить количество непосредственно изучаемых композиций разрабатываемого сплава. Но и в этом случае общее число опытных плавок, которое необходимо провести и изучить для выявления оптимального состава сплава, достаточно велико и требует больших временных и финансовых затрат. Особенно это касается сплавов, легированных таким дорогостоящим и дефицитным элементом, как рений. Например, при оптимизации состава семикомпонентного ЖНС с использованием матрицы планирования эксперимента типа 26-1 число таких плавок достигает 32. В связи с этим существующие формальные методы компьютерного конструирования становятся необходимым инструментом при разработке современных жаропрочных сплавов [13-19]. По существу, традиционный метод «проб и ошибок» заменяется экспрессным и экономичным методом компьютерного моделирования, который позволяет не только оптимизировать химические составы уже имеющихся промышленных сплавов, но и разрабатывать новые композиции.
Обобщение и анализ многочисленных экспериментальных данных позволили установить влияние различных легирующих элементов на основные служебные характеристики жаропрочных сплавов, такие как фазовый состав, температуры ликвидус, со-лидус и у'-солвус, объемная доля у'-фазы и ее температурная зависимость, плотность, длительная прочность, периоды кристаллических решеток фаз и размерное несоответствие этих периодов и др. [15]. Путем статистической обработки большого массива экспериментальных данных были получены регрессионные уравнения, которые позволили рассчитывать указанные характеристики для любых новых разрабатываемых сплавов [20]. Этот подход был реализован в данной работе для определения химических составов высокорениевых ЖНС четвертого поколения с помощью расчетов на ЭВМ.
~ 1000 ° Л/Г-ГГ
ст100 , МПа 400
300 200 1 00
• ♦ ♦
____ •
1- —•—; ;—•—
0 2 4 6 8 10 12 Содержание W, % ( по массе)
„1000 ° л гу-т
0 1()0 , МПа 400
3 00
2 00
1 00
0 2 4 6 8 10 12 Содержание Яе, % (по массе)
1000 о100 , МПа
4 00 3 00 1 > Р
2 00
1 00
0 2 4 6 8 10 12 14 16 Содержание Сг, % (по массе)
„1000 ° Л(ГГТ о 100 , МПа
4
3 00 2 00 1 00
< /
к Г*—•
3,5 4 4,5 5 5,5 6 6,5 Содержание А1, % (по массе)
„1000 ° Л(ГГТ ст,°0 , МПа
300
2 00 1 00
о II
— • • < •- I | •
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3
Содержание % (по массе)
„1000 ° Л(ГГТ о100 , МПа
400' 300
200 100
1,5
„1000 ° Л(ГГТ о100 , МПа
400
300 200 100
• • , 1 >
4» Г\1
•• • —"1 »г«*
> • •
0 2 4 ^ 6 8 10 12
Содержание Та, % (по массе)
„1000 ° л ,-,-г
ст,„„ , МПа
•■100 400
300
200
100
• « Л . ш ►
♦-
0 2 68
Содержание Мо, % (по массе)
„1000° л ,-,-г
о100 , МПа 400
300 200 100
« • »
II > »»У1!' V
> -• • т —•—<
0 3 6 9 12 15 Содержание Со, % (по массе)
„1000 ° Л(ГГТ о100 , МПа
400 (
300
200 100
»
» ^
0 2 4 6
„1000° л ,-,-г
о100 , МПа 400
300
200 100
Содержание Т1, % (по массе)
0 0,5 1 1,5
Содержание Щ % (по массе)
„1000 ° Л(ГГТ о100 , МПа
400
300 100
Содержание V, % (по массе)
0 0,05 0,1 0,15
Содержание ^ % (по массе)
Рис. 2. Влияние легирования на длительную прочность при температуре 1000°С и базе 100 ч монокристаллов с ориентацией <001> из жаропрочных никелевых сплавов
Конструирование сплавов. Поиск композиций новых жаропрочных высокорени-евых никелевых сплавов для монокристаллического литья осуществлялся на базе системы Ni-Al-Cr-Mo-W-Ta-Co-Re-C. Выбранная система не содержит в своем составе такие широко применяемые при создании ЖНС легирующие элементы, как титан, ниобий и гафний. Это обусловлено в основном следующими обстоятельствами. Во-первых, добавки ниобия, титана и гафния, значительно понижая температуру солидус, повышают гомологическую температуру, и, следовательно, диффузионная подвижность атомов в таком сплаве будет выше. Во-вторых, эти легирующие элементы понижают температуру эвтектического превращения, способствуют при кристаллизации образованию неравновесных выделений эвтектических фаз и тем самым затрудняют полную гомогенизацию у-твердого раствора без риска оплавления межосных участков дендритов. В-третьих, отрицательное влияние ниобия, титана и гафния заключается также в том, что они, имея значительную растворимость в у'-фазе, способствуют ухудшению термодинамической устойчивости интерметаллического соединения №3^, характеризуемой его температурой плавления. Кроме того, у- и у'-фазы в ренийсодержа-щих ЖНС, легированные этими элементами, имеют неблагоприятное соотношение периодов кристаллических решеток, в результате частицы у'-фазы, выделяющиеся при распаде пересыщенного у-твердого раствора, образуются в сфероидальной или дендри-тообразной форме, способствуя уменьшению сопротивления высокотемпературной ползучести.
В связи с изложенным для выбранной системы легирования Ni-Al-Cr-Mo-W-Ta-Co-Re-C были сформулированы исходные условия конструирования, приведенные в табл. 2.
Алгоритм компьютерного поиска композиций новых сплавов состоял в следующем. В выбранной системе легирования задаваемые концентрации по каждому из 8 компонентов разбивались на три уровня: минимальный, средний и максимальный. При таком условии количество анализируемых в компьютерном эксперименте внутрисистемных вариантов композиций каждого сплава составило 2187.
Используя процедуру [17, 18], производили оценку сбалансированности химического состава всех вариантов сплавов на основе расчета параметра АЕ по уравнениям, которые связывают среднюю атомную массу сплава Ас и среднюю концентрацию валентных электронов Ес его компонентов [16]:
АЕ = £ЕгСг -Е0
I=1
п
Е0 = 0,036^ АС + 6,28
I=1
(1)
где Е0 - количество валентных электронов компонентов сбалансированного сплава; А7, Е7 и С, -соответственно атомная масса, количество валентных электронов и концентрация 7-го компонента (5- и ^-электроны алюминия, ё- и ¿-электроны переходных металлов); п - число компонентов сплава, включая основу.
Композиция ЖНС считалась сбалансированной по химическому составу (т. е. имела фазовый состав у/у'), если для нее выполнялось условие -0,04 < АЕ < 0.
<
Таблица 2
Основные условия конструирования высокорениевых жаропрочных никелевых сплавов для монокристаллического литья
Факторы жаропрочности Значения факторов
Длительная прочность о!00° >320-350 МПа
Содержание рения в ЖНС СКе=9-12%
Количество упрочняющей у'-фазы (850°С) ^0 -65%
Температура полного растворения у'-фазы Тп.р>1320оС
Температура локального плавления Тэвт >1340°С
Температура солидус Т>1365°С
«Окно» термической обработки АТ = Тэвт - Тпр АТ>20°С
Период кристаллической решетки (20°С):
у-твердого раствора (ау) ау>0,358 нм
у'-фазы (оу) ау >0,358 нм
Мисфит Да = (ау-ау')/ау (20°С) Да >0,15%
Количество эвтектической фазы (у'ет) <5%
Плотность сплава ёспл<9,0 г/см3
Плотность сплава в междендритных участках отливки ём.д<9,0 г/см3
Отсутствие склонности к образованию "струйной" ликвации ^спл^^м.д
Затем _сбалансированные композиции ЖНС оценивались по методу
РНЛСОМР(Мё) [19]. С этой целью рассчитывались средние параметры Мё сплава у/у' и у-твердого раствора по формуле:
Мё С (ш),,
(2)
где С7 - атомная доля 7-го элемента в сплаве у/у' или в у-матрице, а (Мё)7 - табличные значения параметра Мё этого элемента.
Этот метод предсказывает вероятность выделения ТПУ фаз, если рассчитанный параметр Мё превосходит критическое значение, определенное из эксперимента.
По данным [21, 22], ЖНС, составы которых удовлетворяли условиям Мё(у/у') < 0,975 , считались фазово-стабильными.
Далее для фазово-стабильных композиций сплавов рассчитывались физико-химические и структурно-фазовые характеристики. При этом расчетным путем удалось установить, что мисфит - один из важнейших факторов, определивший в дальнейшем выбор наиболее перспективных составов, - оказался весьма чувствительным к колебаниям концентраций компонентов внутри фазово-стабильных композиций высокорениевых ЖНС (рис. 3).
^ 0,35
Ё 0,25 -е
8 0,15 0,05
Т»х л
Л1 \ у 'ХЯе
\ /
0 2 4 6 8 10 12
Концентрация элементов в сплаве, % (по массе)
Рис. 3. Изменение размерного несоответствия периодов решеток у- и у'-фаз в зависимости от концентрации некоторых легирующих элементов в жаропрочных никелевых сплавах
1=1
С учетом полученных расчетных значений мисфит-фактора среди фазово-стабильных композиций для экспериментального изучения были выбраны два высоко-рениевых ЖНС, содержащих 9 и 12% Re. Химическими составами этих сплавов (соответственно ЖС47 и ЖС49) обеспечивались (по расчету) заданные показатели жаропрочности и удовлетворялись вышеперечисленные (см. табл. 2) условия конструирования.
Рассчитанные концентрации легирующих элементов и значения некоторых физико-химических, структурно-фазовых и жаропрочных характеристик двух сконструированных высокорениевых ЖНС для монокристаллического литья приведены в табл. 3 и 4.
Таблица 3
Химический состав сконструированных жаропрочных высокорениевых сплавов на никелевой основе для монокристаллического литья
Сплав Содержание элементов % (по массе)
Cr W+Mo Re Al+Ta Co С Ni
ЖС47 [23] 2,5 3,3 9,3 14,6 10,8 0,005 Основа
ЖС49 [24] 2,4 1,6 12,0 14,0 12,0 0,005
Таблица 4
Расчетные характеристики сконструированных жаропрочных высокорениевых сплавов на никелевой основе для монокристаллического литья
Сплав d, з г/см 1000 °100 , МПа Т J п.р Т J эвт Ts F0 Да Md(yly') Md(y) ДЕ
°C %
ЖС47 ЖС49 9,078 9,186 320 350 1320 1312 1346 1352 1368 1374 66,2 62,9 0,09 0,12 0,978 0,972 0,885 0,878 -0,05 -0,04
Экспериментальные исследования. Выплавка сконструированных сплавов, содержащих 9% Re (сплав ЖС47) и 12% Re (сплав ЖС49), производилась в вакуумной индукционной печи из шихтовых материалов, обычно используемых в металлургическом производстве жаропрочных никелевых сплавов (при выплавке вводились микродобавки иттрия, лантана и церия). Из выплавленных таким образом сплавов были получены путeм направленной кристаллизации на затравках* отливки монокристаллов (диаметр 16 мм, длина 190 мм) с осевой ориентацией, близкой к кристаллографическому направлению роста <001>.
Результаты рентгеновского контроля кристаллографической ориентации показали, что полученные отливки сплавов имели монокристаллическую структуру, причем угол отклонения кристаллографического направления роста <001> от продольной оси отливок во всех случаях не превышал 5 град. При этом как на поверхности, так и в объеме монокристаллических отливок отсутствовали ростовые дефекты типа freckles [2]. По субструктуре рассмотренные монокристаллы различались незначительно.
Типичная структура литых монокристаллов из сплавов ЖС47 и ЖС49 приведена на рис. 4. Она имеет дендритно-ячеистое строение и состоит из у-твердого раствора и
* Отливка монокристаллов производилась под руководством В.В. Герасимова.
дисперсных выделений частиц у'-фазы. Кроме того, в межосных пространствах дендри-тов наблюдаются в небольшом количестве (~6%) глобулярные эвтектические колонии неравновесных фаз у и у', а также отдельные карбидные частицы полиэдрической формы (белые выделения на рис. 4, а). Частицы у'-фазы в количестве ~60% достаточно равномерно распределены в матричном у-твердом растворе осей и межосных участков дендритов (рис. 4, в, г), хотя в межосных участках дендритов они имеют неправильную форму, а в осях - форму субкубов.
а)
б)
в)
г)
Рис. 4. Типичная структура литой монокристаллической отливки из жаропрочного никелевого высокорениевого сплава:
а - дендритно-ячеистая микроструктура, ><600; б - эвтектические колонии у- и у'-фаз, х2500; в, г - форма, размер и распределение частиц упрочняющей у'-фазы в у-твердом растворе осей (в) и межосных участков (г) дендритов, ><10000
В осях дендритов частицы у'-фазы в 3-5 раз мельче, чем в межосных пространствах, что является следствием высокой ликвационной химической неоднородности монокристаллов исследованных сплавов в литом состоянии. Об этом свидетельствуют результаты определения (Е.Б. Чабина) методом локального микрорентгеноспектрально-го анализа (МРСА) химического состава осей и межосных участков дендритов и расчета на их основе коэффициентов ликвации легирующих элементов:
КЛ = Си.Д1/Сод (3)
где Со.д I и См.д I - локальные массовые концентрации 7-тых легирующих элементов соответственно в осях дендритов и междендритных областях.
Как и ожидалось, наиболее сильно ликвирующими элементами являются рений и вольфрам, которые сегрегируют в оси дендритов, а также тантал, который, как и алюминий, обогащает междендритные области. Кобальт, хром и молибден слабо ликвиру-ют в процессе направленной кристаллизации высокорениевых ЖНС, обогащая при этом оси дендритов (табл. 5). Специфический характер ликвации молибдена и хрома является, по-видимому, аномальным, поскольку из рассмотрения диаграмм состояния систем №-Сг, №-Мо [25] и общих положений о дендритной ликвации [26] элементы хром и молибден должны обогащать междендритные области, так как они понижают температуру солидус ЖНС. Причина такого поведения этих двух элементов в настоящее время неизвестна.
Таблица 5
Коэффициенты ликвации легирующих элементов в литых монокристаллах из высокорениевых сплавов ЖС47 и ЖС49
Сплав Коэффициент ликвации элементов
А1 Сг Мо Та Со Яе N1
ЖС47 1,4 0,8 0,8 -2,1 2,0 -1,2 -3,4 1,1
ЖС49 1,5 0,8 0,8 -2,0 2,0 -1,1 -4,3 1,3
Рассмотренное строение литых монокристаллов высокорениевых ЖНС предопределяет температурные интервалы протекания при нагреве основных фазовых превращений, к которым относятся растворение упрочняющих частиц у'-фазы в у-твердом растворе, плавление эвтектических колоний фаз у и у' (плавление у'-фазы эвтектического происхождения) и плавление у-твердого раствора. Температурные интервалы указанных фазовых превращений в работе определяли экспериментально, методами дифференциального термического анализа (ДТА) на установке ВДТА-8М (погрешность ±5°С, скорость нагрева-охлаждения образцов в атмосфере гелия 20°С/мин). В табл. 6 приведены измеренные методом ДТА температуры фазовых превращений в литых монокристаллах сплавов ЖС47 и ЖС49.
Таблица 6
Экспериментальные значения температур фазовых превращений (°С) в литых монокристаллах из сплавов ЖС47 и ЖС49
Сплав Т А п.р Т А эвт Ть
ЖС47 1328 1330 1352 1422
ЖС49 1315 1350 1366 1430
При сравнении экспериментальных значений температур фазовых превращений с расчетными (см. табл. 4) видно достаточно хорошее их согласование. Это показывает, что микроструктура монокристаллических отливок из сплавов ЖС47 и ЖС49 успешно прогнозируется компьютерной программой конструирования.
В связи с отмеченным строением литых монокристаллов высокорениевых ЖНС их термическая обработка имеет свои особенности [3], заключающиеся в применении длительного многоступенчатого гомогенизирующего отжига в пределах «окна» термообработки (Тэвт - Тпр), двухступенчатого старения и высокоскоростного охлаждения со-
ответственно от температуры гомогенизации и температуры первого (высокотемпературного) старения. Полученные монокристаллы сплавов ЖС47 и ЖС49 прошли термическую обработку по указанному режиму. В результате гомогенизации в интервале температур 1285-1340°С в течение 26 ч, высокотемпературного старения (1130°С, 4 ч), низкотемпературного старения (870°С, 48 ч) распределение частиц у'-фазы в осях денд-ритов и межосных пространствах приобретает псевдорегулярный характер, размер частиц в осях дендритов и межосных пространствах составляет соответственно 0,2 и 0,4 мкм, а огранка частиц становится кубической (рис. 5). Подобные микроструктурные изменения характерны для обоих сплавов и являются следствием неполной гомогенизации рения (его коэффициент ликвации снижается до значений |1,5|-|2,0|), тогда как коэффициенты ликвации остальных легирующих элементов близки к 1 (отклонение - в пределах погрешности их определения).
а)
Рис . 5. Микроструктура (а, б - ><10000, в - ><2500) монокристаллов жаропрочных вы-сокорениевых сплавов после полного цикла термической обработки:
а - частицы упрочняющей у'-фазы в у-твердом растворе дендритов; б - частицы упрочняющей у'-фазы в у-твердом растворе межос ных участков дендритов; в - пластинчатые выделения 5-фазы в осях дендритов
б)
в)
При исследовании методами микрорентгеноспектрального анализа и растровой электронной микроскопии микроструктуры термообработанных монокристаллов сплава ЖС49 установлено ( Е.Б. Чабина, О.Б. Тимофеева), что в осях дендритов первого порядка образуется новая высокодисперсная фаза пластинчатой формы (рис. 5, в). По данным МРСА эта фаза содержит (% по массе): ~53 Яе, ~32 N1, ~7 Со, ~6 Та и небольшие добавки других легирующих элементов сплавов. По-видимому, в результате перераспределения легирующих элементов по дендритной ячейке при гомогенизации, в осях дендритов формируются участки, в которых реализуется возможность образования рениевой фазы с гексагональной плотноупакованной решеткой (5-фаза).
Сопоставление полученных данных этих экспериментов с известными фрагментами тройных диаграмм состояния систем Яе-Со-М [27] и №-Л1-Яе [28] позволяет считать это заключение наиболее вероятным.
Из термически обработанных монокристаллических заготовок с ориентацией <001> из сплавов ЖС47 и ЖС49 изготовлялись образцы для испытаний на длительную прочность (одноосное растяжение) при температурах 900, 1000 и 1100°С в воздушной атмосфере без жаростойких покрытий на поверхности образцов.
Полученные экспериментальные данные по характеристикам длительной прочности этих сплавов* представлены на рис. 6 в виде зависимостей длительной прочности а от параметра Ларсена-Миллера Р = Т(20+1о§т). Там же для сравнения приведена аналогичная кривая а(Р) для монокристаллов с ориентацией <001> из сплава ЖС32, содержащего 4% Яе.
о, МПа
103
102
10
26
1| _
_____1
28 30
Р=0,001Г(20+^т)
32
Рис. 6. Зависимость длительной прочности а от параметра Ларсена-Миллера для монокристаллов с ориентацией <001> из жаропрочных никелевых сплавов, содержащих рений:
1 - ЖС49; 2- ЖС47; 3 - ЖС32
В результате обработки выборок экспериментальных данных получены численные модели а = /|Т(20+1о§т)} для монокристаллов с ориентацией <001> исследованных сплавов. С использованием полученных моделей проведены оценки средних значений длительной прочности сплавов ЖС47 и ЖС49 при температурах 900, 1000, 1100°С и ресурсе до 1000 ч (табл. 7). Для сравнения в табл. 7 приведены также данные по длительной прочности серийных жаропрочных ренийсодержащих сплавов ЖС32 [29], СМБХ-4 [30-33] и СМБХ-10 [34].
Таблица 7
Длительная прочность монокристаллов с ориентацией <001> из жаропрочных никелевых сплавов, содержащих рений
Источник Сплав 900° 900° 1000 1000 1100
а 100 а 1000 а 100 а 1000 а 100
МПа
Данная ЖС47 590 430 330 220 170
работа ЖС49 650 - 360 - 200
[29] ЖС32 463 326 236 153 111
[30-33] СМ8Х-4* 519 362 260 163 137
[34] СМ8Х-10* - - 292 185 -
*Обработка частных значений времени до разрушения при различных температурах и напряжениях.
* Испытания на длительную прочность производились под руководством Е.Р. Голубовского и К.К. Хвацкого.
а) б)
х5000 х500
Рис. 7. Структурные превращения в монокристаллах жаропрочных сплавов, содержащих 9% Яе (I) при длительных (~1000 ч) испытаниях:
а - в исходном состоянии; б, в, г - после испытаний при 900, 1000 и 1100°С соответственно
Результаты, представленные в табл. 7, показывают весьма существенное преимущество сконструированных высокорениевых сплавов ЖС47 и ЖС49 перед известными жаропрочными сплавами ЖС32 (4% Яе), СМБХ-4 (3% Яе) и CMSX-10 (6% Яе) аналогичного назначения. Более высокий уровень жаропрочности сплавов ЖС47 и ЖС49 по сравнению с указанными ренийсодержащими сплавами обусловлен, по крайней мере, двумя факторами. Во-первых, в у-твердом растворе и у'-фазе сплавов ЖС47 и ЖС49
а) б)
х2500 х2500
Рис. 7. Структурные превращения в монокристаллах жаропрочных сплавов, содержащих 12% (II) при длительных (~500 ч) испытаниях:
а - в исходном состоянии; б, в, г - после испытаний при 900, 1000 и 1100°С соответственно
увеличено суммарное содержание тугоплавких легирующих металлов Re, Мо, W, Та при сохранении оптимальных параметров структурной и фазовой стабильности. Во-вторых, металлографические исследования (проведены О.Б. Тимофеевой) микроструктуры разрушенных образцов после длительных высокотемпературных испытаний показали (рис. 7), что у-матрица этих сплавов, содержащая ~25% (по массе) Re, достаточно устойчива в этих условиях испытаний по отношению к выделению избыточных фаз.
ЛИТЕРАТУРА
1. Каблов Е.Н. Литые лопатки газотурбинных двигателей (сплавы, технология, покрытия).- М.: МИСИС, 2001, 632 с.
2. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов.- М.: Машиностроение, 1997, 336 с.
3. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой, часть I //Материаловедение, 1997, № 4, с. 32-38; часть II, № 5, с. 14-17.
4. Caron P., Khan T. Third generation superalloys for single crystal blades // High Temp. Mater. for Power Eng.: Proc. Conf. Part II, Liege (Belgium).- Germany: Forschungszentrum Jülich Gmbh, 1998, p. 897-912.
5. Hino T., Kobayashi T., Koizumi Y. et al. Development of a new single crystal superalloy for industrial gas turbines //Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.-Champion (Pennsylvania), 2000, p. 729-736.
6. Li J.R., Zhong Z.G., Liu S.Z. et al. A low-cost second generation single crystal superalloy DD6 //Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 2000, р. 777-783.
7. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Василенок Л.Б., Морозова Г.И. Рений в жаропрочных никелевых сплавах для лопаток газовых турбин //Материаловедение, 2000, № 2, с. 23-29; № 3, с. 38-43.
8. Петрушин Н.В., Светлов И.Л. Физико-химические и структурные характеристики жаропрочных никелевых сплавов //Металлы, 2001, № 2, с. 63-73.
9. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В. Компьютерное конструирование жаропрочных сплавов на основе расчетов фазового состава, физико-химических и структурных характеристик никелевых сплавов //Создание и исследование перспективных жаропрочных сплавов для новой техники: Тез. докл. межд. конф. - М.: ВИАМ, 2001, с. 9-10.
10. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Сидоров В.В., Демонис И.М. Развитие монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов, содержащих рений // Проблемы создания новых материалов для авиакосмической отрасли в XXI веке: Тез. докл. межот-расл. науч.-практич. конф.- М.: ВИАМ, 2002, с. 30-31.
11. Rae C.M.F., Karunaratne M.S.A., Small C.J. et al. Topologically close packed phase in an experimental rhenium-containing single crystal superalloy //Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 2000, p. 767-776.
12. Дэниел К. Применение статистики в промышленном эксперименте: Пер. с англ.-М.: Мир, 1979, 299 с.
13. Harada H., Ohno K., Yamagata T. et al. Phase calculation and its use in alloy design program for nickel-base superalloys //Superalloys: A Publ. of the Metallurg. Soc. of AIME (USA), 1988, р. 733-742.
14. Ohno T., Watanabe R., Tanaka K. Development of a nickel-base single crystal superalloy containing molybdenum by an alloy designing method //J. Iron and Steel Inst. Jap., 1988, v. 74, № 11, р. 133-140.
15. Петрушин Н.В. Основы легирования жаропрочных никелевых сплавов с ориентированной структурой для турбинных лопаток перспективных авиационных двигателей: Автореф. дис. на соиск. учен. степени докт. техн. наук.- М.: ВИАМ, 1997, 51 с.
16. Морозова Г.И. Закономерность формирования химического состава у'/у-матриц многокомпонентных никелевых сплавов //ДАН СССР, 1991, т. 320, № 6, с. 1413-1416.
17. Каблов Е.Н., Самойлов А.И., Морозова Г.И., Петрушин Н.В. Расчетная корректировка состава для фазово-стабильных жаропрочных никелевых сложнолегирован-ных систем //В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып.: Методы испытаний и контроля качества металлических и неметаллических материалов.- М.: ВИАМ, 2001, с. 16-24.
18. Самойлов А.И., Морозова Г.И., Кривко А.И., Афоничева О.С. Аналитический метод оптимизации легирования жаропрочных никелевых сплавов //Материаловедение, 2000, № 2, с. 14-17.
19. Yukawa N., Morinaga M., Ezaki H. and Murata Y. Alloy design of superalloys by the ^-electrons concept //High Temp. Alloys for Gas Turbines and Other Applications: Proc. of Conf. Liege (Belgium). - Dordrecht: C. R. M., 1986, p. 935-944.
20. Петрушин Н.В., Каблов Е.Н. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов. с. 3-21 (настоящего сборника).
21. Argence D., Vernault C., Desvallees Y., Fournier D. MC-NG: a 4th generation single-crystal superalloy for future aeronautical turbine blades and vanes //Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 2000, p. 829-837.
22. Hino T., Yoshioka Y., Nagata K. et al. Design of high Re containing single crystal superalloys for industrial gas turbines, Material for Advanced Power Engineering //High Temp. Mat. for Power Eng.: Proc. Conf. Part II, Liege (Belgium).- Germany: Forschungszentrum, Jülich Gmbh, 1998, p. 1129 -1137.
23. Е.Н. Каблов, Н.В. Петрушин, И.М. Демонис и др. Никелевый жаропрочный сплав для монокристаллического литья: Пат. 2153021 (РФ) // Бюл. № 20, 20.07.2000.
24. Е.Н. Каблов, Н.В. Петрушин, И.М. Демонис В.В. Сидоров. Никелевый жаропрочный сплав, изделие, выполненное из него, и способ обработки сплава и изделия из него: Пат. 2220220 (РФ) // Бюл. № 36, 27.12.2003.
25. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов: В 2-х т.- М.: Металлургиздат, 1962, 1488 с.
26. Голиков И.И., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах.- М.: Металлургия, 1977, 224 с.
27. Иютина И.А., Куприна В.В., Соколовская Е.М., Спасов Н.А. Исследование взаимодействия рения с кобальтом и никелем //В кн.: Исследование и применение сплавов рения.- М.: Наука, 1975, с. 54-56.
28. Huang W, Chang Y.A. A thermodynamic description of the Cr-Ni-Re-Al system //Mater. Scien. and Eng. A, 1999, v. A259, р. 110-119.
29. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов.- М.: Машиностроение, 1998, 464 с.
30. Harris K., Erickson G L. Single crystal alloy technology //Pat. 4643782 (US) Int. Cl.4 C22 C 019/05. Feb. 17, 1987.
31. Frasier D.J., Whetstone J.R., Harris K. et al. Process and alloy optimization for CMSX-4 superalloy single crystal airfoils //High Temp. Mater. for Power Eng.: Proc. of Conf. Part II, Liege (Belgium).- Dordrecht: Kluwer Acad. Publ., 1990, р. 1281-1300.
32. Erickson G.L., Harris K. DS and SX superalloys for industrial gas turbines //Mater. for Advanced Power Eng.: Proc. of Conf. Part II, Liege (Belgium).- Dordrecht: Kluwer Acad. Publ., 1994, p. 1055-1074.
33. Burkholder P.S., Thomas M.C., Frasier D.J. et al. Allison engine testing CMSX-4 single crystal //Mater. Eng. in Turbines and Compressors: 3'rd Inter. Charles Parsons Turbine Conf.- Newcastle (UK): Civic Centre, 1995, р. 1-16.
34. Erickson G.L. Single crystal nickel-based superalloy - CMSX-10 // Pat. 5366696 (US) Int. Cl. C22 C 019/05. Nov. 22, 1994.
