CC BY
97
УДК 669.018.44:669.843
Е.Н. Каблов, В.Н. Толораия, Н.Г. Орехов, И.М. Демонис
РАЗРАБОТКА ЖАРОПРОЧНОГО РЕНИЙСОДЕРЖАЩЕГО НИКЕЛЕВОГО СПЛАВА НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ ДЛЯ ЛИТЬЯ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ТУРБИННЫХ ЛОПАТОК СОВРЕМЕННЫХ ГТД
Развитие литейных никелевых жаропрочных сплавов
Статья посвящена рассмотрению комплекса вопросов, связанных с разработкой материалов, предназначенных преимущественно для рабочих лопаток турбин высокого давления (ТВД) современных и перспективных ГТД, т. е. для двигателей 4-6-го поколений. Такими материалами являются в настоящее время и будут оставаться в обозримом будущем литейные жаропрочные сплавы на никелевой основе. Прочностные свойства этих материалов во многом определяют эксплуатационные характеристики лопаток ТВД, а значит и тягу двигателя, ресурс работы, его экономические и массогабарит-ные показатели.
Исследования включают разработку композиции жаропрочного высокорениево-го монокристаллического сплава нового поколения, режимов его термической обработки, технологии выплавки шихтовых заготовок и монокристаллов, что должно обеспечить показатели длительной прочности на уровне oj000 =340-350 МПа. Этот уровень
значительно превосходит уровень жаропрочности монокристаллических сплавов 3 -го поколения, в том числе и всех известных зарубежных аналогов.
Рассмотрим теперь основные этапы создания и развития никелевых жаропрочных сплавов, а также разработки технологии литья турбинных лопаток из них.
Создание в середине 40-х годов XX века в Англии первого дисперсионно-твердеющего сплава Nimonic 80 для изготовления рабочих лопаток газовых турбин ГТД методом штамповки открыло новую главу в развитии жаропрочных материалов на никелевой основе. С этого времени они стали (и остаются) основными материалами лопаток авиационных ГТД, а теперь и корабельных, энергетических, газоперекачивающих газотурбинных установок (ГТУ).
Открытие второй главы в истории этих материалов принадлежит СССР, когда в ВИАМ академиком С.Т. Кишкиным с сотрудниками [1] было показано, что наибольшую перспективу повышения уровня жаропрочности лопаток открывают не деформируемые, а литейные сплавы. Это новое направление в развитии жаропрочных сплавов для изготовления рабочих лопаток газовых турбин в дальнейшем, с запозданием на пять лет, было принято в США, Англии и других странах [2].
Как было показано профессором С.З. Бокштейном с сотрудниками, проводивших исследования механизмов диффузии методами авторадиографии, скорость самодиффузии Ni в литой структуре значительно меньше, чем в деформированной [3]. Меньшая диффузионная подвижность и определяет более высокое сопротивление ползучести при повышенных температурах литой структуры. Следует отметить, что повышение жаропрочности достигается в литом материале несмотря на наличие в нем (по крайней мере, в равноосном состоянии) значительно большей пористости, грубой (по сравнению с деформированным материалом) морфологии зерен (даже если литой материал модифицирован).
Вторая причина перехода на литейные сплавы, и соответственно на технологию точного литья как метод изготовления лопаток, связана с тем, что повышение жаропрочности требовало увеличения степени легирования жаропрочных сплавов, а это затрудняло или даже делало невозможной их деформацию.
Кроме того, дальнейшее повышение рабочих температур двигателя потребовало создания охлаждаемых лопаток, имеющих сложную конфигурацию внутренней охлаждающей полости. Изготовлять такие охлаждаемые турбинные лопатки можно только технологией литья по выплавляемым моделям.
Следует отметить, что по мере развития авиационного двигателестроения конфигурации охлаждающих полостей все более усложняются и соответственно повышаются требования к точности изготовления отливки лопатки, т. е. ее геометрии - как внешней поверхности, так и внутренней, охлаждающей, полости. Примером этого служат лопатки с так называемым транспирационным охлаждением, когда, помимо центральной охлаждающей полости, в стенке лопатки толщиной 1 -2 мм располагаются дополнительные охлаждающие каналы.
В области теории как высокой прочности, так и жаропрочности ВИАМ всегда придерживался представлений о необходимости гетерофазности структуры. Открытие новой фазы часто делает эпоху в создании и развитии сплавов. Так случилось и при открытии у'-фазы (интерметаллическое соединение на основе №3А1) в никелевых сплавах, содержащих алюминий. Эта фаза обладает уникальными для интерметаллидов свойствами. В частности, у монокристаллов №3А1 пределы прочности и текучести возрастают с повышением температуры до 700-800°С, а пластичность, высокая при 20°С (5^15%), снижается в этом же интервале температур. Кроме того, у'-фаза может в широких пределах подвергаться легированию такими элементами, как Т1, ЫЬ, Та и другие, что позволяет добиваться ее эффективного упрочнения [2, 4].
Наглядным примером того, что именно гетерофазность обеспечивает высокую жаропрочность никелевых сплавов, служит эксперимент, проведенный одним из авторов статьи на монокристаллических образцах [001], по составу соответствующих фазе у и фазе у' (для сравнения испытывались образцы сплава ЖС30М). Длительная прочность таких (однофазных) образцов практически равнялась нулю, в то время как монокристаллы двухфазного материала (т. е. сплава ЖСЗ0М) имели сЦ0 ^220 МПа.
Начиная с 1960-х годов основной тенденцией в разработке литейных жаропрочных сплавов было достижение их упрочнения путем увеличения объемной доли высокодисперсных частиц у'-фазы до 60-70%, дополнительного легирования тугоплавкими переходными металлами (Мо, ЫЬ, ИГ и др.) и микролегирования В, Ьа и Се (зер-нограничное упрочнение). Основные принципы легирования литейных жаропрочных сплавов могут быть сведены к следующему:
- многокомпонентное легирование у-твердого раствора и у'-фазы для обеспечения высокой фазовой и структурной стабильности сплава;
- упрочнение границ зерен, которое достигается за счет карбидов МС, а также избирательным микролегированием В и 2г. Исследования с применением радиоактивных изотопов и электронной микроскопии показали, что микролегирование замедляет процессы диффузии по границам зерен, резко повышая жаропрочность отливок с равноосной структурой. Именно эти микролегирующие добавки и делают равноосные жаропрочные никелевые сплавы работоспособными, без них жаропрочность падает практически до нуля;
- достижение определенного соотношения между суммарным содержанием А1, Т1, N (у'-образующие элементы) и суммарным содержанием Мо, Сг, W (преимуще-
ственно у-стабилизирующие элементы), c целью получения оптимальной разности параметров кристаллических решеток у'-фазы и у-твердого раствора;
- сведение к минимуму вероятности образования ТПУ фаз (а-, д-фаз, фаз Лаве-са), карбидов типа М6С, выделение которых приводит к разупрочнению сплава.
Указанные требования были положены в основу при разработке литейных жаропрочных сложнолегированных сплавов ЖС6У и ЖС6-Ф. Для повышения жаропрочности и жаростойкости сплавов было введено упрочнение их твердого раствора и у'-фазы вольфрамом (11-12%) при относительно низком содержании молибдена (1,22,4%). Уровень жаропрочности, достигаемый для этих сплавов, имеющих равноосную
структуру, составляет сЦ0 =160-170 МПа, требования по ТУ: о975 =230 МПа. Следует отметить, что сплав ЖС6У по-прежнему является одним из основных материалов для изготовления турбинных лопаток ГТД.
Монокристаллические никелевые жаропрочные сплавы
Результаты исследований механизмов высокотемпературного разрушения жаропрочных сплавов показали, что разрушение в процессе ползучести происходит по границам зерен, ориентированным перпендикулярно оси действующих напряжений. В частности, было показано, что никелевый жаропрочный сплав ЭИ437 разрушается по участкам границ зерен, расположенным перпендикулярно приложенной нагрузке, причем зарождение пор и трещин в этих местах начинается уже в начале второй стадии ползучести [5]. Именно это последнее обстоятельство и позволило сделать вывод о возможности значительного повышения длительной прочности путем «удаления» из структуры материала поперечных составляющих границ зерен [2]. Вполне понятно, что если бы разупрочнение по указанным областям происходило бы в конце второй или на третьей стадии крипа, то выигрыш от устранения поперечных составляющих границ был бы значительно меньшим, и достаточно сложные технологические приемы достижения этой цели себя бы не оправдали.
Данная цель была достигнута применением в технологии литья лопаток метода Бриджмена-Стокбаргера [6], или направленной кристаллизации, позволяющей сформировать в отливке направленную структуру, состоящую из столбчатых зерен, границы которых в основном параллельны направлению главных растягивающих напряжений. Впервые столбчатая структура в отливках никелевых жаропрочных сплавов была получена методом направленной кристаллизации в США Ф.Л. Фершнайдером и Р.В. Гуар-дом в начале 60-х годов минувшего века. Применение такой технологии для жаропрочных сплавов традиционного легирования действительно позволило значительно повысить кратковременную и длительную прочность, а также пластичность материала путем исключения из структуры наиболее «слабых» областей, т. е. полнее реализовать потенциальные возможности сплава [2].
На первых порах в СССР для направленной кристаллизации лопаток использовался сплав ЖС6-Ф, разработанный для равноосного литья. Однако результаты длительной эксплуатации лопаток из этого сплава показали, что для реализации потенциальных возможностей столбчатой структуры следует создавать жаропрочные сплавы со специальным легированием. В итоге были созданы жаропрочные сплавы ЖС26, ЖС26У, ЖС30, ЖС32, которые обеспечили дальнейшее повышение характеристик жаропрочности турбинных лопаток. Жаропрочность сплавов ЖС26, ЖС30 составляет
а1оо° = 190-200 МПа (норма по ТУ: о975 =260 МПа), что значительно превышает прочностные характеристики равноосных материалов. Сплав ЖС32, легированный рением и
танталом, имеет еще более высокие показатели: oJ°°° =245-250 МПа (норма по ТУ:
о975 =300 МПа). Сплавы ЖС26, ЖС30 не уступают по свойствам зарубежным аналогам MAR M200, MAR M247, а ренийсодержащий сплав ЖС32, созданный раньше зарубежных аналогов, среди сплавов этого класса является наиболее жаропрочным [2].
В связи с вышесказанным значительное развитие приобрели работы по исследованию процессов формирования ростовой структуры отливок с направленной структурой и соответственно по созданию промышленных литейных установок направленной кристаллизации.
Первой промышленной печью направленной кристаллизации была разработанная в ВИАМ установка проходного типа ПМП-2, которая отличалась высокой производительностью (12-24 лопатки в час). Однако из-за низкого ростового температурного градиента С2=1,5-2,0°С/мм, отливки, получаемые в ней, часто имели структурные дефекты в виде полос струйчатой ликвации [7], повышенной микропористости до 0,60,8% (объемн.), большого междендритного расстояния 500-600 мкм.
С целью устранения указанных недостатков в ВИАМ была разработана технология процесса высокоградиентной направленной кристаллизации с применением жид-кометаллического охладителя литейного блока и создана промышленная установка такого типа УВНК-8П, а позднее - компьютеризированный ее вариант УВНК-9.
Установки такого типа позволяют практически полностью устранить вышеуказанные ростовые дефекты отливок. Промышленное применение установок с жидкоме-таллическим охладителем было осуществлено в нашей стране впервые в мире.
Следующим этапом развития метода направленной кристаллизации и совершенствования структуры жаропрочных сплавов стало получение монокристаллических турбинных лопаток ГТД. Кроме полного исключения большеугловых границ зерен, повышение прочностных характеристик для монокристаллической структуры может быть достигнуто путем выбора оптимальной кристаллографической ориентации относительно действующих напряжений.
С учетом этого в ВИАМ была разработана промышленная технология монокристаллического литья, основанная на использовании затравок из специальных сплавов системы Ni-W или Ni-W-С в комбинации с кристаллоотборником, позволяющая получать монокристаллические отливки высокого структурного совершенства любой заданной аксиальной и азимутальной кристаллографической ориентации. Эта технология пригодна для использования в установках направленной кристаллизации любого типа (печи типа ПМП-2, УВНК-8П, зарубежные установки с заливкой расплава на медный водоохлаждаемый холодильник) и позволяет достичь высокого выхода годных отливок по структуре [8, 9].
Исследование анизотропии механических свойств монокристаллов сплавов традиционного легирования (т. е. с В, Zr, C) ЖС6-Ф, ЖС32 показало, что при ориентации [001] значительного выигрыша в длительной и кратковременной прочности (по сравнению с однонаправленной структурой) не наблюдается, за исключением уменьшения разброса свойств вследствие более точной ориентации образцов. Значительный выигрыш по прочностным характеристикам для данных сплавов достигается при ориентации [111]. Так, для сплава ЖС32 предел длительной прочности oJ°°° [001]=255 МПа, а
о!°°° [111]=285 МПа; предел выносливости на базе 2х107 цикла о90°° [001]=350 МПа, а
о9°°° [111]=420 МПа [2].
Величина анизотропии прочностных свойств жаропрочных сплавов во многом определяется количеством и морфологией упрочняющей у'-фазы, т. е. системой легирования и режимами термической обработки. Несмотря на преимущества в прочностных характеристиках, которые имеют монокристаллы ориентации [111] по сравнению с монокристаллами ориентации [001], в промышленности предпочтение получила технология монокристаллического литья охлаждаемых лопаток с кристаллографической ориентацией [001]: монокристаллы такой ориентации имеют в два раза более низкий модуль упругости £001 (1390 МПа против 2870 МПа для [111]), что позволяет значительно снизить величину термических напряжений, возникающих при эксплуатации лопаток [2].
Монокристаллические «безуглеродистые» жаропрочные сплавы
Значительное превышение свойств (по сравнению с однонаправленными структурами) при ориентации [001] было достигнуто только после разработки сплавов со специальным легированием, предназначенных только для монокристаллического литья. Прежде всего, из состава таких сплавов были исключены легирующие элементы -упрочнители границ зерен (B, Zr, C). В результате значительно повышается температура солидус сплава (до 1300°С и выше), что, в свою очередь, позволяет использовать композиции сплавов с более высокой температурой растворения у'-фазы. Кроме того, повышаются характеристики выносливости сплава, поскольку в структуре отсутствуют карбиды МС, с микротрещин на которых начинается усталостное разрушение.
Однако отсутствие в составе сплава зернограничных упрочнителей приводит к резкому повышению требований к ростовой структуре монокристаллической отливки лопатки, в которой должны полностью отсутствовать посторонние зерна (для монокристаллических лопаток из сплавов традиционного легирования допускаются отдельные посторонние зерна в полках и замке лопатки).
Кроме того, для предотвращения поверхностной и объемной рекристаллизации не допускается какая-либо механическая обработка поверхности отливки до гомогенизирующего отжига. Все это значительно усложняет технологию монокристаллического литья сплавов данного класса.
Следует отметить, что, учитывая высокие требования к ростовой структуре, процесс получения монокристаллической отливки правильней было бы называть не технологией литья, а технологией выращивания монокристаллической турбинной лопатки.
Термическая обработка монокристаллических сплавов отличается продолжительным высокотемпературным гомогенизирующим отжигом, при котором происходит не только растворение упрочняющей у'-фазы, но и практически полное растворение ее неравновесных эвтектических выделений, а также максимально возможное уменьшение дендритной ликвационной неоднородности. После гомогенизации проводится закалка с высокой скоростью охлаждения (>100°С/мин) и обычно двухступенчатое старение при температурах 1050 и 900°С. После такой термообработки структура сплава состоит из равномерно и упорядоченно расположенных вдоль направлений <001 > у-матрицы кубических частиц упрочняющей у'-фазы размером 0,4-0,5 мкм. Следует отметить, что именно такая термообработка, помимо собственно состава, обеспечивает высокие прочностные свойства монокристаллического сплава.
Первым отечественным сплавом данного класса стал сплав ЖС30М. Этот сплав практически по всем прочностным характеристикам превосходит «однонаправленный»
прототип - сплав ЖС30 и не уступает своим зарубежным аналогам - сплавам CMSX-2 и CMSX-3. Уровень жаропрочности этих сплавов составляет oj000 =220-230 МПа [2].
Основой следующего этапа разработки монокристаллических жаропрочных сплавов явилось использование в качестве легирующего элемента рения. По данным фазового физико-химического анализа, рений в сплавах этой системы концентрируется в основном в никелевом у-твердом растворе; его коэффициент распределения между у'- и у-фазами весьма низок (К^Су/Су^ОД). Следствием этого является снижение диффузионной подвижности атомов в матрице у-твердого раствора и по структурным поверхностям раздела, что в свою очередь тормозит коагуляцию высокодисперсных частиц у'-фазы, образование субзеренной структуры и ее коалесценцию при высоких температурах. В результате значительно повышается длительная прочность и работоспособность жаропрочных никелевых сплавов при высоких температурах и напряжениях. Указанное направление (т. е. легирование рением) к настоящему времени стало основным в развитии монокристаллических жаропрочных сплавов.
В значительной мере это преимущество ренийсодержащих монокристаллических сплавов удалось реализовать в первом отечественном жаропрочном сплаве 2-го поколения для монокристаллического литья ЖС36.
По принятой классификации монокристаллические сплавы
- без рения типа ЖС30М, CMSX-2 с уровнем жаропрочности oj000 =220-230 МПа относят к 1-му поколению;
- с содержанием 2-3%Re и жаропрочностью cj000 =255-265 МПа - ко 2-му (KC36, CMSX-4);
- с 6% Re и жаропрочностью oj000 =300-310 МПа - к 3-му (Rene N6, CMSX-10).
Разработка высокорениевого жаропрочного сплава для литья монокристаллических турбинных лопаток нового поколения
Первоначально целью работы было создание отечественного ренийсодержащего монокристаллического сплава 3-го поколения, т. е. аналога сплава CMSX-10. В результате исследования структуры и испытания серии плавок, содержащих 5,5-6,0% (по массе) рения, был получен опытный сплав системы Ni-Al-Cr-Ti-W-Ta-Nb-Co-Re, получивший условное название ЖС50. Средние значения длительной прочности монокристаллов сплава ЖС50 [001] (в сравнении со свойствами сплава CMSX-10 [001]) представлены в табл. 1.
Однако исследования и эксплуатация сплавов 3-го поколения показали, что они структурно нестабильны относительно выделений рениевых ТПУ фаз.
Поэтому следующей целью работы стало создание жаропрочного сплава нового поколения с более высокими прочностными характеристиками и структурно более стабильного.
Таблица 1
Длительная прочность* сплава ЖС50 [001]
Длительная прочность Уровень свойств, МПа, сплавов
ЖС50 [001] СМ8Х-10 [001]
900° °100 554 550
1000 °100 310 300
1000 ° 500 210 215
1100 °100 160 155
* Расчеты пределов длительной прочности по экспериментальным данным проведены Е.Р. Голубовским и К.К. Хвацким (ВИАМ).
Сплавы 2-го поколения с 2-3%Re в целом достаточно структурно стабильны относительно выделений ТПУ фаз. Однако, как показали исследования образцов сплава ЖС36 [001], разрушенных при испытаниях на длительную прочность при 1000°С и базе 2500 ч, проведенные методом МРСА, в осях дендритов 1-го и 2-го порядков наблюдаются отдельные тонкие пластинчатые выделения ТПУ фазы, обогащенной №, W, Re. Возникновение их связано с остаточной дендритной ликвационной неоднородностью, не устраненной в процессе гомогенизирующего отжига. Поскольку W и Re относятся к элементам с малой диффузионной подвижностью и в никелевом твердом растворе имеют большие отрицательные коэффициенты ликвации (К,^-2,7; Кк^-4), то они оба концентрируются в осях дендритов и эта неоднородность трудно устраняется при термообработке. Рений сам по себе не образует с никелем каких-либо промежуточных фаз, поэтому для образования ТПУ фазы обязательно нужно присутствие в сплаве элемента 6-й группы, в данном случае вольфрама. В связи с этим выбор режимов термообработки для ренийсодержащих жаропрочных сплавов приобретает особое значение, поскольку во многом определяет их структурную стабильность.
Как уже говорилось выше, основной задачей является создание жаропрочного сплава для литья монокристаллических турбинных лопаток нового, 4-го поколения. Повышение прочностных характеристик планируется достигнуть путем увеличения содержания рения в сплаве до 9% (по массе), при сохранении структурной стабильности на уровне сплавов 2-го поколения. При разработке такого сплава за основу было взято предположение, что в первом приближении его структурную стабильность можно оценить в зависимости от произведения суммы атомных концентраций Сг, Мо, W на концентрацию Re, т. е. ^+Мо+Сг] х [Де]. В соответствии с этим при постоянной сумме Re+W=12-14% стабильные составы будут находиться в области малого содержания рения и высокого содержания вольфрама (сплав ЖС36: 2%Де; 11%W) и в области с высоким содержанием рения и малым содержанием вольфрама, т. е. 2%W и 9-10%Re. Но при этом, учитывая высокую стоимость рения, необходимо было получить повышение прочностных свойств, соответствующее увеличению его содержания. Введение в сплав 1% Де обеспечивает повышение жаропрочности никелевых литейных сплавов на ~15 МПа (если сравнивать этот показатель при температуре испытания 1000°С и базе испытания 100 ч). Такая тенденция устойчиво сохраняется при содержании рения до -6% (сплавы Депе N6 [10], СМБХ-10 [11], ЖС50) (рис. 1). Чтобы легирование этим
элементом было экономически обоснованным с учетом его высокой стоимости (до 1500 $/кг), необходимо сохранить эту тенденцию и при более высоком содержании рения в сплаве. Так, для сплава с 9% (по массе) Re длительная прочность должна быть на
уровне ¡«340-350 МПа. а, МПа
350 300
250 200 150 100
50
0 2 4 6 8 10
Содержание рения, % (по массе)
Рис. 1. Влияние содержания рения на длительную прочность монокристаллических жаропрочных сплавов [001]:
I-, 1000 ,-, 1000
О - а1°0 ; О - а 500
Методики расчета фазовой стабильности, используемые при разработке высокорениевого монокристаллического сплава ЖС55
При разработке сплава ЖС55 достаточно широко использовались методики расчета фазовой стабильности материала. При этом основное внимание уделялось обеспечению высокой фазовой и структурной стабильности сплавов; сведению к минимуму вероятности образования ТПУ фаз на основе рения (а- и д-фаз, фаз Лавеса), а также расчету параметров кристаллических решеток у'-фазы и у-твердого раствора, обеспечивающему получение правильно ограненных кубических выделений вторичной упрочняющей у' -фазы.
При разработке высокорениевых жаропрочных сплавов использовали различные методы предварительной оценки фазовой и структурной стабильности сплава. Первоначальную оценку проводили по методу, разработанному Г.И. Морозовой, на основании уравнения баланса легирования, которое связывает среднюю концентрацию ва-
_ __п
лентных электронов компонентов Е0 (Е0 = ^ ) в сбалансированном по химиче-
г=1
_ __п
скому составу сплаве с его средней атомной массой Лс (Лс = ^ ) [12]:
г=1
CMSX-10 ЖС55
CM ЖС36 4SX С-4 Ж С3 2М
ЖС :зом i— Rene 1 46
E0 = 0,036 Ac + 6,28, (1)
где Z7, Л7, и E7 соответственно концентрация, атомная масса и количество валентных электронов 7-го компонента сплава; n - число компонентов сплава, включая основу.
Как правило, сплавы имеют значение Ec, отличающееся от E0 на некоторую величину ДЕ (Ec - E0 =±ДЕ). Величина ЛЕ характеризует дисбаланс легирования сплава.
Знак ДЕ определяет характер фазовых реакций и свидетельствует о метастабильном состоянии системы. При ДЕ<< 0 велика вероятность образования двойных карбидов типа М6С или ТПУ фаз, а сплавы, у которых ДЕ>> 0, склонны к образованию эвтектических фаз на основе Ni3Al, Ni3Ti. При ДЕ = 0 химический состав сплава считается сбалансированным. Для сплавов, легированных углеродом, допустимой считается величина ДЕ =±0,04. Предварительную оценку химического состава проводили по этой величине, стремясь к значениям ДЕ, близким к нулю. Далее фазовая стабильность композиций дополнительно оценивалась при помощи метода New PHACOMP. Рассчитывались средние параметры Md для у-твердого раствора по формуле [13]:
n
Md = £ C (Md X,
i=1
где C7 - атомная доля i-го элемента в твердом растворе, а (Md)i — значения параметра конкретного элемента.
Этот метод предсказывает вероятность выделения ТПУ фаз, если рассчитанное значение параметра Md(y) превосходит критическое значение, равное 0,905-0,91. Атомную долю i-го элемента определяли на основании накопленной в институте информации о коэффициентах распределения легирующих элементов в у- и у'-фазах. Кроме этого, с учетом объемной доли у'-фазы и коэффициентов распределения легирующих элементов, проводилась предварительная оценка параметров несоответствия кристаллических решеток (мисфит), а также температуры растворения у'-фазы (Tso1vus).
Расчеты проведены на основании зависимостей, представленных Кароном в Superalloys 2000 [14]:
rsoivus(Ci)=1299,315-2,415Cco-6,363Ccr-2,224CMo+3,987Cw+ +0,958Ске+2,424Ски-2,603 СА1+3,624Ста+3 См,- 10Су-4,943 CTi , где С - концентрация элементов в % (атомн.). Мисфит Да=(ау- ау )/ау;
ау=а№ + £V,C,; ау = %1зА1 + £ V, C,,
где ау , ау— параметр решетки у-твердого раствора и фазы Ni3A1 соответственно; V7 - коэффициент Вегарда; C7 - атомная доля легирующих элементов в Ni и Ni3A1;
ay=3,524+0,0196Cco+0,11 Cc+0,478CMO+0,444CW+0,441 CRe+ +0,3125CRu+0,179CAi+0,422CTi+0,7CTa+0,7CNb;
ау=3,570-0,004Ccr+0,208CMo+0,194Cw+0,262CRe+ +0,1335CRu+0,258CTi+0,46CNb+0,5CTa.
Выплавка и термообработка высокорениевого монокристаллического сплава
Выплавка плавок проводилась в вакуумно-индукционной печи В-1635, позволяющей получать шихтовые заготовки массой 4-5 кг. Плавки проводились по специальным режимам, обеспечивающим минимальное содержание в металле азота, кисло-
рода и углерода. В качестве шихтовых материалов использовались: карбонильный никель марки ДНК0, хром ЭРХ, кобальт К0, рений Р0, т. е. выбирались чистые исходные материалы.
Следует отметить, что наличие таких примесей, как азот и кислород, в исходной шихтовой заготовке увеличивает вероятность образования посторонних зерен в процессе формирования монокристаллической структуры отливки. Проведенные исследования показали, что повышение содержания азота в исходном сплаве до 20 ррт приводит к снижению выхода годных монокристаллических лопаток по структуре с 80 до 15-20%. Поэтому к сплавам для монокристаллического литья вообще, и к ренийсодержащим сплавам в частности, предъявляются высокие требования по чистоте исходных шихтовых заготовок. Так, для сплава CMSX-10 уровень азота и кислорода должен быть менее 5-8 ррт. Такое же содержание данных примесей было достигнуто при выплавке шихтовых заготовок опытных сплавов с 9% Де.
Шихтовые заготовки массой ~3,5 кг отливались в медном цилиндрическом кокиле. Обеспечение требуемого для монокристаллического сплава содержания азота и кислорода на уровне <10 ррт, кроме использования чистых шихтовых материалов, достигалось контролем натекания в плавильной установке, применением РЗМ в качестве раскислителя и высокотемпературной обработки расплава (ВТР).
Выплавка монокристаллических заготовок образцов для испытаний на длительную прочность проводилась на установке высокоградиентной направленной кристаллизации с жидкометаллическим охладителем УВНК-8П. Кристаллографическая ориентация отливок [001] задавалась затравками из сплава №-28% (по массе) W, полученными методом ориентированной вырезки из монокристаллических заготовок произвольной ориентации. Требования по кристаллографической ориентации заготовок: отклонение от [001] - менее 10 град.
Термическая обработка монокристаллических заготовок высокорениевого сплава проводилась в три этапа - многоступенчатая гомогенизация в интервале температур от 1290 до 1330°С, высокотемпературное старение при 1150°С и низкотемпературное старение при 920°С.
Исследование структуры и определение прочностных характеристик сплава
Исследование микроструктуры проводилось на растровом электронном микроскопе 1БМ-840, микрорентгеноспектральный анализ, в частности оценка величины дендритной ликвации, - на приборе 1БМ-733.
Определение параметров решеток а для у-твердого раствора и у'-фазы проводилось* рентгеноструктурным методом на дифрактометре ДРОН-3М. Величина несоответствия этих параметров Да («мисфит») оценивалась как
Да =(ау — ау')/ау-100%.
Определение величины Да в серии опытных композиций с 9%Re показало, что эта величина меняется в достаточно широком интервале от -0,24 до +0,14%. В аналогичных или даже более широких пределах изменяется этот параметр в зарубежных ре-нийсодержащих сплавах [15]. Типичные дифрактограммы определения Да показаны на рис. 2. Сравнение Да для одной и той же композиции в литом и термообработанном состояниях показывает, что изменение этой величины происходит незначительно. Изменяются только угловая ширина рефлекса у-твердого раствора и у'-фазы, которые в тер-мообработанном состоянии становятся более узкими (рис. 3). Особенно наглядно это проявляется для рефлексов у-твердого раствора. Сужение рефлексов может быть связано с уменьшением ликвационной неоднородности в процессе гомогенизирующего отжига.
* А.И. Самойловым и И.Н. Рощиной.
а)
б)
I, имп/с 100
75 50 25 0
Ау"'
Ит
41 1 143 145
29, град
I, имп/с 100
75 50 25 0
А /у/у'
1 \\ у'
КАЛ
141 14 13 14 5 147
29, град
Рис. 2. Дифрактограммы для определения несоответствия параметров у- и у'-фаз: а - параметр у-фазы больше параметра у'-фазы; б - параметр у-фазы меньше параметра у'-фазы
а)
б)
I, имп/с 100
75 50 25 0
А т/т'
II V7'
Л
141
143
145 147
29,град
I, имп/с
100 75 50 25 0 к у/у' 6
1-ДЛ
42 143 144 145 14 29, град
Рис. 3. Дифрактограммы для определения несоответствия параметров у- и у'-фаз: а - после литья; б - после термообработки
Как показали исследования микроструктуры, в литом состоянии в сплавах присутствует значительное количество эвтектики (у+у') (рис. 4), растворить которую в процессе гомогенизации полностью не удается. Морфология упрочняющей у' -фазы в композициях с нулевым или небольшим положительным несоответствием (~0,1%) параметров решеток у/у' характеризуется «огранкой» частиц по плоскостям куба.
II
а)
б)
Рис. 5. Морфология упрочняющей фазы (х 10000) в материале с положительным «мисфитом» в литом состоянии (а) и после полной термической обработки (б): I - в осях дендритов; II - в междендритной области
В центре осей дендритов 1 -го порядка литого материала у' -фаза выделяется в виде отдельных частиц размером ~0,2 мкм, в междендритной области - в виде так называемых субкубов (группа из восьми частиц) размером ~0,6-0,8 мкм (рис. 5, а). В полностью термообработанном состоянии структура сформирована из правильно ограненных частиц размером ~0,3 мкм (рис. 5, б). В композициях с отрицательным несоответствием параметров решетки у/у'-фаз выделения упрочняющей фазы имеют округлую форму (рис. 6, а, б).
Однако следует отметить, что использованные режимы термообработки не позволили полностью растворить эвтектические выделения у -фазы, которые остались в структуре термообработанного материала. Так, коэффициент ликвации рения в литом сплаве с содержанием 9%Яе равен -3,5. После термообработки по вышеуказанному режиму этот коэффициент снижается по абсолютной величине до (-1,5)^(-1,7), т. е. струк-
тура отличается достаточно большой ликвационной неоднородностью по рению и, в меньшей степени, по вольфраму. Это связано с относительно малой продолжительностью гомогенизирующего отжига, которая для сплавов с высоким содержанием рения может составлять ~40-45 ч при максимальной температуре отжига на его последних стадиях до 1365°С [16].
II
а)
б)
Рис. 6. Морфология упрочняющей фазы (х 10000) в материале с отрицательным «мисфитом» в литом состоянии (а) и после полной термической обработки (б): I - в осях дендрита; II - в междендритной области
В связи с этим целесообразно в дальнейшем опробовать более высокотемпературные режимы отжига, в частности обработку отливок в литейной форме при температурах выше температуры неравновесного солидуса.
Монокристаллические образцы [001] опытных плавок с 9% (по массе) Яе и со структурой неполного растворения эвтектической фазы испытывались на длительную прочность при 900, 1000, 1100°С на воздухе. Результаты этих испытаний были пересчитаны с определением средних значений (табл. 2). Сплаву присвоена марка ЖС55.
Таблица 2
Пределы длительной прочности *сплава ЖС55 [001]
Температура испытания, °С ^100 ст500 ^1000
МПа
900 600-610 — 380
1000 350-360 250 210
1100 180 — 105
* Расчет проведен Е.Р. Голубовским и К.К. Хвацким (ВИАМ).
Данные по 1000-часовой длительной прочности получены экстраполяцией.
Сплав ЖС55 [001] по уровню свойств существенно превосходит известные зарубежные ренийсодержащие сплавы 3-го поколения (CMSX-10, Яеие N6 и др.), имеющие жаропрочность gJ000 =300 МПа. По уровню свойств и по содержанию рения разработанную композицию можно отнести к новому, 4-му поколению сплавов для монокристаллического литья.
ЛИТЕРАТУРА
1. Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов.- М.: Металлургия, 1971, с. 388.
2. Кишкин С.Т., Каблов Е.Н. Литейные жаропрочные сплавы для турбинных лопаток // Авиационные материалы: Избранные труды 1932-2002.- М.: МИСиС, ВИАМ, 2002, с. 48-57.
3. Процессы диффузии, структура и свойства металлов: Сборник.- М.: Машиностроение, 1964.
4. Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы.- М.: Металлургия, 1976, с. 52.
5. Кишкин С.Т., Поляк Э.В. Исследования по жаропрочным сплавам: Труды ИМЕТ-М.: АН СССР, 1962, Т. 7, с. 295.
6. Bridgmen P.W. Proc. Am. Acad. Arts Science, 1925, № 60, p. 303
7. Copley S.M., Geamei A., Johnson S. Origin of «freckles» in Ni-base superalloy //Met. Trans., 1970, № 1, p. 2193-2204.
8. Толораия В.Н., Каблов Е.Н., Остроухова Г.А. Способ получения отливок с монокристаллической структурой и изделие, полученное этим способом: Пат. 21855929 (РФ), 2002.
9. Толораия В.Н., Светлов И.Л., Кривко А.И и др. Способ получения затравок для литья монокристальных изделий из никелевых жаропрочных сплавов: Пат. 1822375(РФ), 1992.
10. Walston W.S., Ross E.W., Pollock T.M. et al. Nickel-base superalloy and article with high temperature strength and inproved stability //Pat. 5455120 (USA), 1995.
11. Erickson G.L. A new third generation single crystal, casting superalloy //J. of Metals, 1995, v. 47, N 4, p. 36-39.
12. Морозова Г.И. Закономерность формирования химического состава у'/у-матрицы многокомпонентных никелевых сплавов //ДАН СССР, 1991, Т. 32, №6, с. 1413-1416.
13. Yukawa N., Morinaga M., Ezaki H., Murata Y. Alloy design of superalloys by the d-electrons concept // High Temp. Alloys for Gas Turbines and Other Applications: Proc. of Conf. Liege (Belgium).- Dordrecht: C.R.M., 1986, p. 935-944.
14. Caron P. High y'-solvus new generation nickel-based superalloys for single crystal turbine blade application // Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. And Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 2000, p. 737-746.
15. Kobayashi T., Sato M., Harada H. И. др. //Superalloys.- TMS, 2000, р. 323.
16. Fuchs G. E. Solution heat treatment response of a third generation single crystal Ni-base superalloy // Mat. Science and Eng., 2001, р. 53.
