CC BY
227
15. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой //Материаловедение, 1997, № 4, с. 32-39; № 5, с. 14-17.
16. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В. Компьютерное конструирование жаропрочных сплавов на основе расчетов фазового состава, физико-химических и структурных характеристик никелевых сложнолегированных систем //Создание и исследования перспективных жаропрочных сплавов для новой техники: Тезисы докл. междунар. конф.-М.: ВИАМ, 2001, 9 с.
17. Walston W.S., Ross E.W., OHara K.S., Pollock T.M., Murphy W.H. Nickel-Base Super-alloy and Article with High Temperature Strength and Improved Stability Rene N6 //Pat. 5.455.120 (US), 1995.
18. Dorolia R., Lahrman D.F., Field R.D. Formation of TCP Phases in Nickel-Base Single Crystal Superalloys //Superalloys: A Publ. of The Metallurgical Soc., 1988, p. 255-265.
19. Бондаренко Ю.А., Каблов Е.Н., Морозова Г.И. Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации на структуру и фазовый состав жаропрочного сплава типа Rene N5 //МиТОМ, 1999, № 2, с.15-18.
20. Бокштейн С.З., Гинзбург С.С., Кишкин С.Т. и др. Авторадиография поверхностей раздела и температурная стабильность сплавов.- М.: Металлургия, 1987, 263 с.
УДК 629.7.023.222:669.843
В.Н. Толораия, Е.Н. Каблов, И.М. Демонис
ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ОТЛИВОК ТУРБИННЫХ ЛОПАТОК ГТД ЗАДАННОЙ КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКОЙ ОРИЕНТАЦИИ ИЗ РЕНИЙСОДЕРЖАЩИХ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ
Как известно, научным обоснованием применения метода направленной кристаллизации в производстве турбинных лопаток ГТД послужили результаты исследований механизмов высокотемпературного разрушения поликристаллических жаропрочных сплавов [1]. Результаты этих исследований 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 по этим местам начинается уже в начале второй стадии ползучести. Именно это последнее обстоятельство и позволило сделать вывод о возможности значительного повышения длительной прочности за счет «удаления» из структуры материала поперечных составляющих границ зерен. 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 был бы значительно меньшим, а достаточно сложные технологические приемы достижения этой цели себя бы не оправдали. Данная цель была достигнута применением в технологии литья лопаток направленной кристаллизации (метод Бриджмена-Стокбаргера) [2], позволяющей сформировать в отливке монокристаллическую или столбчатую структуру. Ее применение для жаропрочных сплавов традиционного легирования действительно позволило значительно повысить кратковре-
менную и длительную прочность, а также пластичность материала за счет исключения из структуры наиболее «слабых» областей, т. е. полнее реализовать потенциальные возможности сплава, используя только возможности технологии литья. Следующим шагом в совершенствовании структуры жаропрочных сплавов стало получение отливок лопаток без большеугловых границ зерен, или, другими словами, монокристаллических турбинных лопаток.
Создание технологии производства монокристаллических лопаток дало возможность дальнейшего совершенствования композиций жаропрочных сплавов, в частности создать класс сплавов, не содержащих в своем составе элементов-упрочнителей границ зерен В, С (так называемые «безуглеродистые» жаропрочные сплавы). Это, в свою очередь, позволило реализовать системы легирования и режимы термической обработки, обеспечивающие значительное повышение прочностных характеристик (по сравнению со свойствами сплавов традиционного легирования). 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.
Основой современного этапа разработки монокристаллических жаропрочных сплавов явилось использование в качестве легирующего элемента рения. В результате значительно повышается длительная прочность и работоспособность жаропрочных никелевых сплавов при высоких температурах и напряжениях. В значительной мере это преимущество ренийсодержащих монокристаллических сплавов удалось реализовать в первом отечественном жаропрочном сплаве для монокристаллического литья ЖС36.
Основные вопросы, связанные с развитием технологии получения монокристаллических турбинных лопаток, изложены в работах [3-6].
В статье рассмотрены вопросы технологии монокристаллического литья из безуглеродистых сплавов, преимущественно ренийсодержащих.
Требования к ростовой структуре отливок турбинных лопаток изренийсодержащих жаропрочных сплавов
Основным требованием к структуре данных сплавов является полное отсутствие посторонних кристаллов в отливке. Это связано с тем, что зернограничная прочность в этих безуглеродистых сплавах практически равно нулю, и такие зерна могут выкрашиваться из лопатки при ее механической обработке, не говоря уже о работе в двигателе.
Могут допускаться посторонние кристаллы (зерна) только в тех местах отливки, где они будут удалены при последующей механической обработке.
Для предотвращения образования рекристаллизованных зерен, на отливках не допускается какая-либо механическая обработка поверхности до проведения высокотемпературной термообработки (гомогенизирующего отжига). Особая осторожность должна соблюдаться при выбивке отливок из литейного блока. Не допускается пескоструйная очистка поверхности отливки после удаления керамики формы. Особенно опасны зерна так называемой объемной рекристаллизации, прорастающие на всё сечение отливки. Следует отметить, что объемная рекристаллизация может возникнуть не только от мест механического наклепа, но и от дефектов монокристаллической структуры типа «полосчатость» [6].
Основная аксиальная кристаллографическая ориентация отливок лопаток [001]. Допустимая величина отклонения вертикальной оси отливки 2 от [001] не должна превышать 10 град (а,[оо1] <10 град). Допустимая величина разориентации субзерен должна быть в пределах 3 град по всем трем кристаллографическим направлениям <001> (Ла<оо1> <3 град).
Для снижения уровней термических напряжений в стенках пера охлаждаемых лопаток могут вводиться дополнительные требования по ориентации в плоскости, перпендикулярной вертикальной оси 2, т. е. задаваться так называемая азимутальная ори-
ентация кристаллографических осей [100], [010] относительно геометрических осей отливки X или У.
Для турбинных лопаток отдельных конструкций, преимущественно неохлажда-емых, допускается использование кристаллографической ориентации [111], -ренийсодержащие сплавы такой ориентации имеют более высокий уровень жаропрочности и выносливости. Так, для сплава ЖС36 (паспорт №1737, 1993г., ВИАМ)
°100О [111]=310 МПа, а предел выносливости на базе 2х107 цикла о90о° [111]=440 МПа
(для кубической ориентации о[001]=350 МПа). Требования по ориентации и разо-риентации лопаток [111] аналогичны требованиям для лопаток [001 ].
Требуемая точность ориентации и уровень разориентации субзерен могут быть скорректированы с учетом конкретной конструкции лопатки и места на ней.
Контроль ориентации отливок проводится рентгеноструктурным методом на дифрактометрах типа ДРОН-3 на конусе-кристалловоде в соответствии с ПИ 1.2.568 и ПИ 1.2.566 (разработка ВИАМ). Контроль разориентации субзерен в отливке проводится рентгеновской съемкой по методу Лауэ.
Формирование структуры монокристаллической турбинной лопатки
Монокристаллическая отливка [001] представляет собой единую дендритно-ячеистую структуру или один дендрит, зародившийся от одного зародыша или затравки. Следует отметить, что обратное заключение не всегда верно, так как дендритная структура, зародившаяся от одного зародыша, в процессе роста может искажаться, например, из-за воздействия термических напряжений, в результате чего могут формироваться блоки с величиной разориентации, соответствующей большеугловой границе (т. е. возникнет посторонний кристалл не от отдельного зародыша, а от искаженных ветвей дендритов 1 -го или 2-го порядка).
Типичная структура монокристалла [001] формируется ветвями дендритов 1-го порядка, образующих минимальный угол с направлением аксиального градиента Gz. Соответственно оси 2-го порядка развиты слабо, на длину половины дендритной ячейки ^<001>. Типовая структура монокристалла кубической ориентации показана на рис. 1.
Рис. 1. Дендритная структура (х150) монокристаллов сплава ЖС36<001> в поперечном по (001) (а) и продольном сечении по (100) (б)
Прежде всего, рассмотрим основные виды ростовых дефектов монокристаллических отливок лопаток, имеющих дендритно-ячеистую структуру, к которым относятся посторонние кристаллы (зерна) и субзерна. Посторонние кристаллы (зерна) в свою очередь можно разделить на два типа по механизму их зарождения:
- зарождение от самостоятельного, отдельного зародыша кристалла;
- возникновение постороннего кристалла в результате искажения (деформации) дендритного каркаса монокристалла в процессе роста.
Посторонние кристаллы, возникшие от отдельного зародыша, имеют произвольную кристаллографическую ориентацию, отличную от основной ориентации отливки, и их ориентация практически не меняется в процессе роста. По морфологии такие зерна (рис. 2, а) представляют собой достаточно крупные столбчатые зерна или «ложные зерна» (spurios grains по зарубежной терминологии). Возникновение таких посторонних кристаллов связано с наличием в сплаве неметаллических включений, приводящих к гетерофазному зарождению над фронтом кристаллизации.
а) б) в)
Рис. 2. Ростовые дефекты монокристаллических отливок: а - посторонний кристалл произвольной ориентации; б - «прострел»; в - посторонний кристалл на стартовом конусе
К посторонним зернам второго типа относятся тонкие столбчатые зерна шириной 0,5-1 мм, состоящие из 1-3 дендритных ветвей 1-го порядка, так называемые «прострелы» (или sliver (щепка) по зарубежной терминологии). Эти зерна обычно имеют ту же аксиальную ориентацию, что и основной кристалл [001], но разориентированы в азимутальной плоскости (рис. 2, б).
К такому же типу относятся посторонние кристаллы, возникающие на кромке стартовой полости (конуса-кристалловода), однако в процессе роста они увеличиваются в размере (рис. 2, в). Посторонние зерна второго типа возникают в результате воздействия термических напряжений в зоне температур эффективного интервала кристаллизации и температуры выделения упрочняющей у'-фазы. В свою очередь, термические напряжения возникают из-за наличия радиальных составляющих градиента Gxy.
Кроме того, в отливках наблюдаются цепочки равноосных зерен, возникающие в результате струйчатой ликвации (или freckles (веснушки) по зарубежной терминологии). Возникновение полос струйчатой ликвации связано с особенностями легирования сплава (наличие в составе W и Re), а также с малой величиной аксиального ростового градиента Gz [7]. Для устранения указанных недостатков в ВИАМ была разработана технология процесса высокоградиентной направленной кристаллизации с применением жидкометаллического охладителя литейного блока и создана промышленная установка такого типа УВНК-8П. Позднее был создан компьютеризированный вариант установки УВНК-9.
Установки такого типа позволяют практически полностью устранить вышеуказанные ростовые дефекты отливок. Промышленное применение установок с жидкоме-таллическим охладителем осуществлено в нашей стране впервые в мире. С учетом вышесказанного технология монокристаллического литья турбинных лопаток из безуглеродистых сплавов разрабатывалась применительно к высокоградиентным установкам.
Субзерна представляют собой области в отливке с относительно малой разори-ентацией от основного кристалла и выглядят на протравленной поверхности как зоны с нечеткими (в отличии от посторонних кристаллов) границами. Субзерна разделяются по уровню их разориентации на малоугловые (Да=3-5 град) и среднеугловые (Да=5-8 град). Такие субзерна могут допускаться в отдельных областях отливок лопаток, например в области полки. Следует отметить, что литые монокристаллы с денд-ритно-ячеистой структурой представляют собой также достаточно разориентиро-ванный материал с Да=1,0-2,0 град, по сравнению, например, с монокристаллами кремния. Интересно также отметить, что объемные рекристаллизованные зерна имеют разориентацию на порядок меньше, чем литая структура.
Особый вид дефекта представляет собой скопление столбчатых субзерен, возникающих обычно на пере лопатки, - такой дефект называют полосчатостью (striation). Разориентация такой структуры возрастает по мере роста и на определенной высоте пера субзерна переходят в столбчатые зерна. Интересно отметить, что в монокристаллах [111] (в отличие от [001]) полосчатость не наблюдается [4].
Для обеспечения высокой технологичности при получении монокристаллических отливок содержание примесей в шихтовой заготовке, в частности кислорода, азота и серы, способствующих образованию в расплаве гетерогенных центров зарождения посторонних кристаллов, должно быть меньше 10 ррm для каждой примеси. Указанный уровень примесей обеспечивает величину прорастания монокристаллической структуры в радиальном (относительно направления выращивания) направлении, равную 10-20 мм, при скорости охлаждения в процессе роста порядка 15-25°С/мин. Такие температурные условия соответствуют режимам формирования монокристаллической структуры в замковых полках при направленной кристаллизации в печах типа УВНК-8П (подробнее о формировании монокристаллической структуры на полке лопатки - см. ниже).
Рассмотрим условия формирования монокристаллической отливки турбинной лопатки. Для получения в отливке заданной кристаллографической ориентации в отечественной практике используется разработанная в ВИАМ затравочная технология монокристаллического литья, основанная на использовании затравок из специальных
сплавов системы Ni-W или Ni-W-С [8] и 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. Сами затравки получают методом ориентированной вырезки из монокристаллических заготовок произвольной ориентации [9]. Рекомендованные схемы затравочных узлов с затравкой и кристаллоотборников представлены на рис. 3, 4 и 5.
а) б)
Рис. 5. Затравочный узел, формируемый прессованием из модельной массы: 1 - затравочная полость; 2 - затравка; Рис. 4. Затравочный узел со встав- 3 - керамическая вставка; 4, 5 - нижняя и кой-кристаллоотборником (1) и Ni-W верхняя часть кристаллоотборника соответ-затравкой ственно; 6 - стартовый конус; 7 - отливка
Для подвода структуры от затравки к полости, формирующей собственно турбинную лопатку, служит стартовый конус или конус-кристалловод. На рис. 6, а представлена конфигурация конуса-кристалловода, сделанного с учетом геометрии торца пера лопатки ГТЭ-60. Оптимальным местом для расположения литникового хода, подводящего структуру от затравки, является точка, находящаяся на половине длины средней линии А-А пера лопатки (рис. 6, б - вид снизу). Для выравнивания условий кристаллизации при росте пера лопатки, со стороны его выходной кромки выполняется цилиндр, радиус которого близок или равен радиусу входной кромки, - в данном случае 3-4 мм. Поскольку к перу примыкает конус-кристалловод, то краями или кромками последнего должны быть конические поверхности диаметром вверху 6-8 мм, а внизу у места соединения с литниковым ходом затравочной полости диаметром 2-3 мм.
а)
Рис. 6. Конфигурация модели стартового конуса:
а - вид сбоку; б - вид снизу, от затравки
а ~ 45 град
Литниковый ход
А
Угол наклона кромок стартовой полости а относительно направления основного роста структуры не должен превышать 30-45 град по всему контуру кристалловода. При этом желательно, чтобы угол а уменьшался по мере прорастания структуры к перу лопатки.
Уменьшение а до величины <30 град нецелесообразно, так как в этом случае неоправданно увеличивается длина стартового конуса, а значит и самой отливки.
Для отливки монокристаллических турбинных лопаток из безуглеродистых ре-нийсодержащих сплавов можно использовать два варианта направленной кристаллизации: подвод структуры от затравки к замку лопатки («замок вниз»), и подвод структуры к перу («замок вверх»).
Конфигурация формы для литья по варианту «замок вниз» показана на рис. 7. Этот вариант является наиболее надежным с точки зрения формирования структуры полностью монокристаллической отливки турбинной лопатки без бандажной полки. В этом случае в отливке практически отсутствуют области с ростом монокристалла в радиальном (относительно основного температурного градиента Gz) направлении, которые являются наиболее вероятными местами образования посторонних кристаллов.
К недостаткам данного варианта относится следующее:
- необходимость выполнения массивного конуса-кристалловода, подходящего снизу к полке лопатки. Соответственно в дальнейшем потребуется значительная дополнительная механическая обработка замка;
- на полке лопатки из безуглеродистого сплава при такой схеме кристаллизации, из-за затрудненного питания полки через перо лопатки, возникает так называемая микрорыхлота, представляющая собой скопление микропор в междендритных областях.
Для устранения микрорыхлоты, на полке лопатки могут устанавливаться специальные питатели (показан стрелкой на рис. 7).
Конфигурация формы для литья по варианту «замок вверх» показана на рис. 8. Этот вариант лишен вышеуказанных недостатков. Однако в этом случае формирование структуры при переходе от пера к полке лопатки происходит в условиях радиального роста.
Рис. 7. Конфигурация формы для литья по варианту «замок вниз» (стрелкой показан локальный питатель, предотвращающий образование микрорыхлоты)
Рис. 8. Конфигурация формы для литья по варианту «замок вверх» (показаны кристалло-воды, подводящие структуру к кромкам замковой полки турбинной лопатки; стрелкой показано утолщение в месте присоединения кристалловода к стартовому конусу)
Величина прорастания монокристаллической структуры Ьпр в радиальном направлении определяется следующей зависимостью:
Ьпр= к(ДТ)2/ОЯ
где к - коэффициент пропорциональности; ДТ - величина переохлаждения, которая может быть достигнута в данном сплаве, находящемся в контакте с керамикой формы; Ог - аксиальный температурный градиент; Я - скорость роста (ОгЯ - скорость охлаждения в процессе роста).
Величина ДТ определяется чистотой исходного сплава и инертностью керамики, находящейся в контакте с ним. Таким образом, величина прорастания в радиальном направлении Ьпр практически постоянна для данного сплава, материала литейной формы и данной литейной установки (материал формы - электрокорунд с этилсиликатным связующим).
Экспериментально показано, что величина Ьпр для сплавов ЖС36, ЖС55 при росте в печах УВНК-8П (Я =3 мм/мин) составляет 15-20 мм.
Если область радиального роста в отливке превышает данную величину, то происходит образование посторонних кристаллов.
Для предотвращения образования посторонних кристаллов необходимо устанавливать специальные кристалловоды, подводящие структуру от стартового конуса к местам наибольшей протяженности радиального роста (см. рис. 8).
Местом наибольшей вероятности зарождения посторонних зерен при кристаллизации замком вверх является угол полки у выходной кромки пера со стороны спинки лопатки. Поэтому здесь необходимо установить кристалловод, подводящий монокристаллическую структуру от стартового конуса к краю полки.
На рис. 8 представлена схема установки такого кристалловода, представляющего собой пластину из модельной массы толщиной ~2 мм. В нижней части пластины (показано стрелкой) выполняется утолщение, формирующее радиус, который обеспечивает «прокрашивание» формы в месте присоединения кристалловода к стартовому конусу.
а) б)
Рис. 9. Рост дендритной структуры в полке пера лопатки (кристаллизация по схеме «замок вверх»): а - горизонтальное расположение полки (а=0 град); б - наклон полки на угол а«10 град
Для предотвращения образования посторонних кристаллов на полке со стороны входной кромки пера (т. е. на противоположной от кристалловода стороне), лопатка отклоняется относительно вертикальной оси или вектора 02 на угол ~10 град (рис. 9). В этом случае резко уменьшается величина Ьпр осей дендритов в радиальном направлении (см. рис. 9) и отпадает необходимость в установке второго кристалловода.
Конфигурация литейного блока для отливки монокристаллических
турбинных лопаток
На рис. 10 показано рекомендуемое расположение лопаток в литейном блоке из шести изделий. Лопатки должны располагаться двумя рядами, выходными кромками к нагревателю, с некоторым смещением одного ряда относительно другого (как бы в шахматном порядке). Такое расположение обеспечивает наилучшие тепловые условия проведения процесса ВНК, поскольку отливки в данном случае в наименьшей степени экранируют друг друга от нагревателей. Для этой же цели рекомендуется развернуть лопатки на ~25 град вокруг их вертикальной оси, как показано на рис. 10, а.
а)
Как уже говорилось выше, при сборке блока модели лопаток необходимо наклонить к его центру относительно вертикальной оси на угол ~10 град (рис. 10, б).
Для предотвращения экранирования кристаллизующихся отливок лопаток чашей литейного блока, ширину ее целесообразно максимально уменьшить.
Температурно-скоростные параметры процесса ВНК
Ниже приводятся режимы для литья монокристаллических турбинных лопаток из сплавов ЖС36 и ЖС55 [001] в печах УВНК-8П с применением затравок из сплавов системы Ni-W или Ni-W-C, получаемых методом ориентированной вырезки.
Режимы для сплава ЖС36 [001] Положение формы в нагревателе - рабочий торец (верхний) затравки на уровне нижнего среза нижнего нагревателя ±10мм.
Температура верхнего нагревателя ......... ...............1560+20°С
Температура нижнего нагревателя........................1610±10°С.
Перед заливкой металла рекомендуется провести высокотемпературную обработку расплава по режиму: 1650-1680°С в течение 5-7 мин.
Температура заливки металла............................ 1560±10°С
Скорость вытягивания формы из нагревателя..............3-3,5 мм/мин.
Для сплава ЖС55 [001] применяются более высокотемпературные режимы направленной кристаллизации.
Положение формы в нагревателе - рабочий торец (верхний) затравки на уровне нижнего среза нижнего нагревателя ±10 мм.
Температура верхнего нагревателя .......... .............. 1590+20°С
Температура нижнего нагревателя.........................1620±10°С.
Перед заливкой металла рекомендуется провести высокотемпературную обработку расплава по режиму: 1680-1700°С в течение 5-7 мин.
Температура заливки металла ............................1590±10°С
Скорость вытягивания формы из нагревателя...............3-3,5 мм/мин.
Сплав ЖС36 [001] в настоящее время проходит промышленное опробование при производстве рабочих лопаток ТВД двигателей ПС-90 и Д-27. Отливка лопаток проводилась с учетом вышеприведенных рекомендаций. Выход годного по структуре составил 70-80%.
Сплав ЖС55 проходит в настоящее время стадию отработки промышленной технологии монокристаллического литья в лабораторных условиях на лопатках типа лопаток 1-й ступени двигателя АЛ-31Ф.
ЛИТЕРАТУРА
1. Кишкин С.Т., Поляк Э.В. Исследования по жаропрочным сплавам: Труды ИМЕТ-М.: АН СССР, 1962, Т. 7, с. 295.
2. Bridgmen P.W. Proc. Am. Acad. Arts Science., 1925, № 60, p. 303.
3. Versnyder F. L., Shank M. E. //Mat. Science and Eng., 1970, № 6, р. 213.
4. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Толораия В.Н. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов.- М.: Машиностроение, 1997, с. 185; 187; 205; 207.
5. Шалин Р.Е., Качанов Е.Б., Кишкин С.Т. и др. Монокристаллический сплав на основе никеля: Пат. 1513934 (РФ), 1993.
6. Каблов Е.Н., Демонис И.М. Перспективные технологические процессы литья лопаток ГТД //Авиационные материалы: Избранные труды 1932-2002.- М.: МИСиС, ВИАМ, 2002, с. 58-70.
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 монокристаллических изделий из никелевых жаропрочных сплавов: Пат. 1822375(РФ), 1992.
