CC BY
16
УДК 669.017.165:669.018.44
Н.В. Петрушин1, Е.М. Висик1, Е.С. Елютин1
УСОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И СТРУКТУРЫ ЛИТЕЙНОГО ЖАРОПРОЧНОГО НИКЕЛЕВОГО СПЛАВА С МАЛОЙ ПЛОТНОСТЬЮ. Часть 2*
DOI: 10.18577/2307-6046-2021 -0-4-3-15
Представлены результаты конструирования и экспериментальных исследований жаропрочного никелевого сплава ВЖЛ20 с плотностью 8,04 г/см3 для изготовления лопаток газотурбинных авиационных двигателей со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой. Показано, что сплав ВЖЛ20 с монокристаллической структурой кристаллографической ориентации [001] в термически обработанном состоянии обладает высокой фазовой стабильностью, а также повышенными 20° 20°
кратковременной ( ст^ = 950 МПа и ов = 1130 МПа) и длительной прочностью
( 400° = 340 МПа и а}00°° = 185 МПа).
Ключевые слова: литейные жаропрочные никелевые сплавы, компьютерное конструирование сплава, микроструктура, фазовая стабильность, плотность, механические свойства, длительная прочность.
N.V. Petrushin1, E.M. Visik1, E.S. Elyutin1
IMPROVEMENT OF THE CHEMICAL COMPOSITION AND STRUCTURE OF CASTABLE NICKEL-BASED SUPERALLOY WITH LOW DENSITY. Part 2
Results of design and experimental studies of a nickel-based superalloy VZhL20 with a density of 8.04 g/cm3 for the manufacture of turbine blades with a columnar granular structure and a single-crystal structure are presented. It is shown that alloy VZHL20 with a single-crystal structure of the crystallographic orientation [001] in the heat-treated state possesses high
20° 20°
phase stability, and enhanced short-term strength (ст^ = 950 MPa, &в = 1130 MPa), and
long-term strength (= 340 MPa, стЦЩ0' = 185 MPa).
Keywords: castable nickel-based superalloys, computer design, microstructure, phase stability, density, mechanical properties, long-term strength.
^Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации [Federal State Unitary Enterprise «All-Russian Scientific Research Institute of Aviation Materials» State Research Center of the Russian Federation]; e-mail: [email protected]
Введение
Одним из важнейших факторов развития авиационных газотурбинных двигателей (ГТД) и энергетических установок (ГТУ) является улучшение эксплуатационных характеристик наиболее ответственных деталей газовой турбины ГТД и ГТУ - турбинных лопаток [1, 2]. В современных отечественных газовых турбинах широко используются лопатки с направленной (столбчатой) и монокристаллической структурами из литейных жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС) марок ЖС26, ЖС26У и ЖС32. Эти
* Часть 1 - см. «Труды ВИАМ», № 3 (97), 2021.
сплавы имеют многокомпонентную систему легирования, реализующую дисперсионное упрочнение у-матрицы (твердый раствор на основе Ni) микрочастицами у'-фазы на основе интерметаллического соединения Ni3Al в количестве 55-65 % (по массе) и монокарбидами (MeC) на основе титана в количестве 1,5-2 % (по массе). Химический состав и свойства указанных сплавов приведены в работе [3]. Для достижения высоких характеристик длительной прочности и температурной работоспособности сплавы ЖС26 и ЖС26У содержат повышенное количество вольфрама (11-12 % (по массе)), а сплав ЖС32 - вольфрама (9 % (по массе)), тантала (4 % (по массе)) и рения (4 % (по массе)), являющихся одними из наиболее эффективных легирующих элементов. При
этом достигнутый уровень жаропрочности (например, сЩ0 = 190 МПа - для сплава
ЖС26 и = 245 МПа - для сплава ЖС32) сопровождается сопутствующим увеличением плотности (соответственно до 8,53 и
8,80 г/см3) - результат повышенного содержания тяжелых тугоплавких легирующих элементов в сплавах. Кроме того, установлено, что высокое содержание указанных легирующих элементов в этих сплавах в процессе длительных ресурсных испытаний монокристаллических лопаток способствует образованию в их структуре избыточных фаз, негативно влияющих на механические свойства [4]. К известным зарубежным промышленным никелевым ренийсодержащим сплавам с интерметаллидно-карбидным упрочнением, используемым для литья лопаток со столбчатой и монокристаллической структурами, относятся сплавы René N5 [5] и CM186LC [6]. Рений является дефицитным и дорогостоящим металлом, поэтому его введение в жаропрочные сплавы приводит к резкому повышению их стоимости.
Одной из перспективных разработок в данной области является жаропрочный никелевый сплав ВЖМ7 с низкой плотностью (8,39 г/см ), предназначенный для литья монокристаллических рабочих лопаток газовых турбин авиационных двигателей [7]. Однако этот материал также содержит рений в количестве 2,6 % (по массе). Кроме того, в системе легирования сплава ВЖМ7 отсутствует углерод - один из наиболее эффективных упрочнителей межзеренных границ и субграниц. Поэтому технология литья лопаток из безуглеродистых сплавов должна обеспечивать формирование монокристаллической структуры в отливках без образования ростового дефекта в виде субзерен. Однако практика производства монокристаллических лопаток сложной геометрической формы (особенно крупногабаритных) в промышленных установках для направленной кристаллизации показала, что в отдельных элементах отливок лопаток газовых турбин (полки, замок и перо) возможно локальное образование субзерен [8]. Поэтому для упрочнения малоугловых границ субзерен в ЖНС, предназначенные для литья таких лопаток, вводят небольшие количества углерода и других горофильных добавок [9, 10]. Важным направлением совершенствования этих сплавов с целью повышения их эксплуатационных свойств является метод компьютерного конструирования, заменивший существовавший ранее малоэффективный способ подбора легирующих компонентов методом проб и ошибок [11, 12].
В части 2 работы представлены результаты конструирования и экспериментальных исследований литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью (не более 8,1 г/см3) для производства лопаток газотурбинных авиационных двигателей с направленной (столбчатой) структурой зерен и монокристаллической структурой.
Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 9.1. «Разработка с применением математического (компьютерного) моделирования новых составов монокристаллических жаропрочных сплавов с повышенной удельной жаропрочностью» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» [13]).
Материалы и методы
Конструирование жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью и повышенными прочностными характеристиками для производства лопаток газовых турбин со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой осуществляли на базе никелевой системы легирования Ni-Al-W-Mo-Cr-Co-Ti-Nb-V-С. Выбор данной системы основан на полученных авторами ранее [14] регрессионных моделях, описывающих влияние легирующих элементов W, Mo, Ж и С на долго-
975° /
вечность т2оо (время до разрушения при испытании на длительную прочность при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа) поликристаллических жаропрочных никелевых сплавов типа ВЖЛ12У, а также на результатах экспериментальных исследований влияния легирующего элемента гафния на температуры фазовых превращений в этих сплавах. При этом использовалась закономерность (установленная авторами и представленная на рис. 1), что легирующий комплекс, обеспечивающий максимально высокую длительную прочность сплава с поликристаллической структурой равноосной кристаллизации, может быть использован в качестве базового для создания жаропрочного сплава с направленной (столбчатой) структурой зерен и монокристаллической структурой.
60 50
¡г И
Рн
§ 40 §
ч с
£ 30
о о
я у
и
§ 20 и
ч
о «
10
о
о
о п о ..■ о
4 >'
ус / о о
0 10 20 30 40 50 60 70
Долговечность сплавов РК, ч
Рис. 1. Соотношение долговечностей при температуре 975 °С жаропрочных никелевых сплавов типа ЖС6Ф равноосной кристаллизации (РК) при напряжении 240 МПа и направленной кристаллизации (НК) при напряжении 260 МПа
Поиск композиции сплава с малой плотностью проводили методом компьютерного конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов [11, 12]. Принимали, что в выбранной системе легирования сконструированный сплав должен иметь плотность не более 8,1 г/см . Для достижения максимальных характеристик длительной прочности сплав с плотностью не более 8,1 г/см3 должен иметь: приемлемую фазовую стабильность, небольшой у/у'-мисфит (0,15-0,20 % при комнатной температуре), долю у'-фазы ~60 % (объемн.), температуру полного растворения у'-фазы (у'-солвус) /'^>1230 °С и достаточную технологичность при термической обработке (возможность проведения гомогенизирующего отжига без риска оплавления).
В компьютерном эксперименте в выбранной системе легирования концентрации переменных легирующих элементов Mo, № и C задавали на двух уровнях
(максимальном и минимальном) и варьировали в соответствии с планом полного факторного эксперимента типа 2п + 1 (п - количество переменных факторов) [15]. Концентрации других легирующих элементов Al и V в анализируемых вариантах сплава оставались постоянными. Затем, используя алгоритм компьютерного поиска композиций литейных жаропрочных никелевых сплавов с предварительно заданными характеристиками [16], проводили оценку сбалансированности химического состава всех 2п + 1 вариантов сплава на основе расчетов параметров фазовой стабильности ДЕ и (Ыё) у соответственно по формулам (1) [17, 18] и (2) [19, 20]:
_ АЕ = Есштав - Ео при Ео = 0,036ЛВППИ| + 6,28, (1)
(Ыё) у =0,717СМ + 1,9См + 1,142Сог + 1,55Cмo + 1,655Cw + + 2,224Cтa + 0,777Cco + 2,117CNb + 2,271Cтi + 3,002С№ + 1,276Сне + 1,006Сй„ (2)
п п
где Ашав - средняя атомная масса элементов сплава, в молях; Есшав Е{С{ -
i=1 i=1 среднее количество валентных электронов элементов в сплаве; Л7 и Е7 — соответственно атомная масса и количество валентных электронов 7-го компонента (¿р-электроны алюминия и О-электроны переходных металлов); С7 — атомная доля 7-го компонента в сплаве; п - число компонентов, включая основу сплава; символами С№... С^ обозначены атомные доли элементов в у-матрице сплава.
В данной части работы химический состав варианта сплава считали фазово-стабильным, если для него выполнялись следующие условия: 0,02 > АЕ > -0,04 и (Ыё) < 0,93. Для фазово-стабильных композиций вариантов сплава, определяемых
параметрами 0,02 > АЕ > -0,04 и (Ыё)у < 0,93, рассчитывали структурно-фазовые,
физико-химические и механические характеристики. По результатам расчетов для экспериментальных исследований выбран сплав с расчетным значением плотности 7,95 г/см3, содержащий, % (по массе): 1,4 W; 3,5 Мс; 9,5 Сг; 6,5 Сс; 0,8 № и 0,08 С (сплав включал также А1, Т1, V, 2г, В, Се и Ьа), который удовлетворял в наибольшей степени другим вышеуказанным условиям конструирования. В табл. 1 приведены основные характеристики сконструированного литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью (далее - сплав ВЖЛ20), полученные расчетным путем, в сравнении с результатами экспериментов.
Экспериментальные исследования сконструированного сплава проводили на монокристаллических отливках образцов (диаметром 18 мм и длиной 180 мм) с кристаллографической ориентировкой (КГО) [001], которые получали методом НК на установке с жидкометаллическим охладителем литейного блока типа УВНК-9 [21]. Для зарождения монокристаллической структуры в отливках из кристаллизуемого сплава использовали затравочную технологию литья монокристаллов с применением тугоплавких затравок из бинарного сплава Ni-W [22]. Контроль КГО полученных монокристаллических отливок образцов сплава осуществляли методом рентгеновской дифрактометрии [23]. Термическая обработка монокристаллических отливок образцов сплава состояла из гомогенизирующего отжига при температуре у'-солвус и двухступенчатого старения при температурах 1030 и 870 °С.
Исследование микроструктуры проводили на сканирующем электронном микроскопе 1БМ-840. Локальный химический состав определяли количественным методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на установке 1БМА-733.
Периоды кристаллических решеток у- и у'-фаз определяли по рентгеновским рефлексам 222, которые представляли собой дублет из синглетов Ка1-Ка2 фаз у и у'. Рентгеновские профили рефлексов 222 записывали с применением рентгеновского
дифрактометра ДРОН-3 в монохроматическом Fe ^„-излучении. Обработку рентгеновских профилей, включающую разделение суммарных дублетов 222 фаз у + у' на фазовые синглеты у- и у'-фаз, проводили по специальной компьютерной программе OUTSET [24]. Размерное несоответствие периодов 5 кристаллических решеток у - и у'-фаз (у/у'-мисфит) рассчитывали по формуле
g = а1 - aY'
а„,
(3)
где ау и ау< - периоды кристаллических решеток у-твердого раствора и у'-фазы соответственно.
Образцы (с длиной рабочей части 25 мм и диаметром 5 мм) для определения механических свойств сконструированного сплава изготавливали из литых и термически обработанных монокристаллических отливок сплава с КГО [001].
Таблица 1
Расчетные и экспериментальные значения характеристик
Характеристики Расчетные значения Результаты экспериментов
Структурно-фазовые параметры: Е0 при температуре <850 °С, % (объемн.) 62,2 _
Еэвт при температуре <850 °С, % (объемн.) 5 при температуре 20 °С, % 6,7 0,15 0,22
Физико-химические параметры: ё, г/см3 7,95 8,04
1246 1240
Т °С 1260 1262
Т8, °С 1281 1271
ТМеС,°С Ть, °С 1303 1342 1310 1365
Параметры фазовой стабильности: АЕ 0,014
М) у 0,911 -
Длительная прочность, МПа: 900° ст100 350 340
900° СТ1000 245 240
100СР ст100 175 185
1000° °1000 120 130
Примечания: F0 - количество дисперсной у'-фазы; ^эвт - количество эвтектики у + у'; 5 - у/у'-мисфит;
а - плотность; Г3о1у - температура у'-солвус; Тэвт - температура плавления эвтектики у + у'; Т3 -температура солидус; ТМеС - температура начала образования карбида МеС при кристаллизации
сплава; Ть - температура ликвидус; АЕ - параметр, рассчитанный по формуле (1); (Md) - параметр,
рассчитанный по формуле (2); ст^о , 900° 1000° °1000 , °100 1000° и °1000 " 100 - и 1000-часовая длительная
прочность при температурах 900 и 1000 ° С для монокристаллов с КГО [001"
Кратковременные механические свойства определяли при испытании образцов в интервале температур 20-1050 °С по ГОСТ 1497-84 и ГОСТ 9651-84.
Исследование длительной прочности сплава проводили по ГОСТ 10145-81 при температурах 900 и 1000 °С на базах до 1000 ч в воздушной атмосфере без защитного
покрытия. Обработку результатов испытаний на длительную прочность выполняли по уравнению температурно-силовой зависимости времени до разрушения тр [25]:
тр =
'еирЦ^Е), ЯТ
(4)
где ц, т, п, и0, п - коэффициенты, определяемые по результатам испытаний на длительную прочность; Т- температура, К; о - напряжение, МПа; Я - газовая постоянная.
Полученные значения коэффициентов уравнения длительной прочности (2) использовали для определения средних значений пределов длительной прочности
ГП ^ ^
ах сконструированного сплава с монокристаллической структурой с КГО [001] на базах 10, 100, 500 и 1000 ч при температурах 900 и 1000 °С.
Результаты и обсуждение
Микроструктура сплава ВЖЛ20 Микроструктура сплава ВЖЛ20 в литых монокристаллических отливках (рис. 2) имеет дендритно-ячеистое строение и состоит из матричного никелевого у-твердого раствора, выделений интерметаллидной у'-фазы на основе соединения №3А1 и карбидных фаз различного типа. В свою очередь у'-фаза состоит из дисперсных частиц, образовавшихся при распаде пересыщенного никелевого у-твердого раствора в процессе охлаждения (от температуры, меньшей температуры у'-солвус), и крупных глобулей у'-эвтектической фазы (у'эвт) в виде структурной составляющей эвтектики у + у'. Геометрические размеры частиц у'-фазы, расположенных в междендритных областях, значительно больше частиц у'-фазы (~1 мкм), расположенных в дендритах (~0,5 мкм). При этом характерными особенностями частиц у'-фазы, расположенных в междендритных областях, является неку-бовидность формы и отсутствие строгой огранки по поверхностям габитуса.
\У
Рис. 2. Микроструктура сплава ВЖЛ20 после направленной кристаллизации: а - выделения эвтектики у + у' в междендритном участке; б - у'-фаза в дендрите первого порядка; в - частицы монокарбида МеС и выделения эвтектики у + у' в междендритном участке; г - дисперсные выделения фаз типа Ме6С и выделения эвтектики у + у' в междендритном участке
Ме6С
По данным микрорентгеноспектрального анализа, карбидная фаза в литых монокристаллах сплава ВЖЛ20 представлена карбидом МеС на основе титана. Его частицы располагаются в междендритных областях и, по данным дифференциального термического анализа, образуются с температуры, которая на ~30 °С меньше температуры начала затвердевания сплава при кристаллизации. В структуре междендритных участков отливок обнаружены дисперсные выделения фаз переменного состава, обогащенные хромом, никелем и молибденом (белые частицы на рис. 2, г). По химическому составу эти выделения близки к карбидам типа Ме6С и локализуются вблизи эвтектики у + у', свидетельствуя о том, что они образуются при затвердевании последних порций жидкого сплава.
Такая весьма существенная микроструктурная неоднородность литых монокристаллических отливок из сплава ВЖЛ20 обусловлена микросегрегацией легирующих элементов в пределах дендритной ячейки в процессе НК. Количественно она характеризуется коэффициентом сегрегации легирующих элементов Кс, который определяется следующим образом [16]:
К = п(См.д / Сд.п )п, (5)
где Смд и Сдп - соответственно концентрации /-го элемента в у/у'-матрице междендритных участков и дендритов первого порядка; п = ±1. Если Смд > Сдп, то п = +1 и Кс = (См.д / Сдп) > 1 (в этом случае сегрегация считается «прямой»). Если Смд < Сдп, то п = -1 и Кс = -(Сдп / Смд) < -1 (в данном случае сегрегация считается «обратной»).
В табл. 2 приведены экспериментальные данные по локальному химическому составу у/у'-матрицы дендритов первого порядка и междендритных областей, а также рассчитанные по формуле (5) значения коэффициентов сегрегации легирующих элементов в монокристаллах сплава ВЖЛ20 после НК.
Таблица 2
Локальный химический состав у/у'-матрицы дендритов первого порядка и междендритных областей, а также коэффициенты сегрегации легирующих элементов в сплаве ВЖЛ20 после направленной кристаллизации
Содержание элементов , % (по массе),
Место анализа и значения коэффициентов сегрегации Кс
Со N1 Т1 Сг Мо А1 V №
Междендритная область 5,4 72,8 5,9 5,8 1,9 6,0 0,8 0,3 0,8
Дендрит первого 6,5 68,7 3,2 10,2 3,2 5,1 2,0 0,4 0,4
порядка
Эвтектическая 7,0 72,8 7,3 3,7 0,9 6,4 0,4 0,2 0,8
у'-фаза
Кс -1,2 - 1,8 -1,7 -1,7 1,2 -2,5 1,0 2,0
Из данных, представленных в табл. 2, следует, что в у/у'-матрице дендритов первого порядка наблюдается повышенное содержание легирующих элементов W, Мо, Сг и Со (Кс < -1), а межосные участки обогащены легирующими элементами ЫЬ, Т и А1 (Кс > 1). В данном случае характер сегрегации хрома и молибдена в процессе НК сплава ВЖЛ20 является аномальным, поскольку в соответствии с общими закономерностями дендритной ликвации легирующие элементы Мо и Сг, снижая температуру плавления никелевых сплавов, должны обогащать междендритные области [26]. Легирующий элемент ванадий (Кс = 1) не сегрегирует в процессе НК сплава ВЖЛ20.
По результатам исследований методом рентгеновской дифрактометрии определены численные значения структурно-фазовых характеристик (у/у'-мисфит, угловое уширение рентгеновских синглетов у-твердого раствора р0,5у и у'-фазы р0,5у') для образцов из сплава ВЖЛ20, изготовленных из цилиндрической монокристаллической отливки и характеризующих ее начальный («низ»), средний («центр») и конечный («верх») участки. Установлено, что для образцов «низ», «центр» и «верх» полученные значения периодов кристаллических решеток у-твердого раствора (соответственно 0,35910; 0,35906 и 0,35952 нм), у'-фазы (соответственно 0,35853; 0,35849 и 0,35840 нм) и мисфита (соответственно 0,16; 0,16 и 0,31 %) близки. Однако угловое уширение рентгеновского синглета у-твердого раствора сплава в этих образцах (Р0,5у = 1,28-1,56 градуса) существенно больше углового уширения рентгеновского синглета у'-фазы (Р0,5у' = 0,45-0,57 градуса), что обусловлено большей химической неоднородностью, присущей у-фазе.
В результате термической обработки, включающей гомогенизирующий отжиг и двухступенчатое старение, в микроструктуре монокристаллических отливок образцов из сплава ВЖЛ20 достигнуто значительное уменьшение дендритной сегрегации легирующих элементов и сформированы однородные по размеру и морфологии частицы у'-фазы в у-матрице дендритов (рис. 3, а). Выделения эвтектики у + у' и карбидной фазы МеС не претерпели существенных изменений. Фаз, обогащенных хромом, никелем и молибденом типа Ме6С, не обнаружено.
Рис. 3. Микроструктура сплава ВЖЛ20 после термической обработки: а - у'-фаза в дендрите первого порядка; б - бимодальное распределение дисперсных частиц у'-фазы выделения эвтектики у + у' в междендритном участке
Что касается частиц у'-фазы междендритных областей монокристаллических отливок, то в данном случае полной перекристаллизации у'-фазы не произошло (рис. 3, б), т. е. в реальных условиях проведения процесса гомогенизирующего отжига температура отливок, по-видимому, была меньше значения температуры у'-фазы (1240 °С), характерной для исследуемой композиции сплава. В результате нерастворившиеся при выбранной температуре гомогенизации в небольшом количестве (~5 %) частицы у'-фазы, расположенные в окрестности выделений эвтектики у + у', коагулируют в процессе отжига. После охлаждения распределение частиц у'-фазы в у-матрице междендритных областей отливок приобретает бимодальный характер (рис. 3, б).
По данным рентгеновских исследований, в термически обработанном сплаве ВЖЛ20, по сравнению с направленно закристаллизованным, наблюдаются небольшое увеличение у/у'-мисфита (до 0,22 %) и уменьшение концентрационной неоднородности у-твердого раствора, характеризуемой угловым уширением рентгеновского у-синглета (Ро,5у = 1,1 градуса).
Механические свойства при растяжении сплава ВЖЛ20 Средние значения характеристик кратковременной прочности, полученные по результатам испытаний на растяжение монокристаллических образцов из сплава ВЖЛ20 с КГО [001] в литом и термически обработанном состояниях, представлены в табл. 3.
Таблица 3
Механические свойства* образцов из сплава ВЖЛ20 с КГО [001] в литом и термически обработанном состояниях при различных температурах_
Температура испытания, °С ^0,2 Ов 5 у
МПа %
20 810/950 1090/1130 13,5/7,5 13,5/11,0
700 870/1070 1070/1255 14,0/6,0 13,0/8,0
800 925/1190 1050/1220 18,0/12,0 23,5/15,5
900 710/770 750/930 21,0/15,5 23,5/20,5
1000 550/640 600/670 13,0/24,0 21,5/28,0
1050 390/495 420/520 18,0/27,5 18,5/36,0
* Средние значения: в числителе - образцов в состоянии после литья, в знаменателе - термически обработанных образцов.
Из данных, представленных в табл. 3, видно, что во всей исследованной области температур (20-1050 °С) термически обработанные образцы из сплава ВЖЛ20 имеют значительно более высокие показатели кратковременной прочности о0,2 и ов, чем образцы в литом состоянии, несмотря на то, что пластичность, характеризуемая относительным удлинением 5 и сужением у при растяжении, термически обработанных образцов из сплава ВЖЛ20 меньше, чем литых. Температурные зависимости прочности литых и термообработанных образцов из сплава ВЖЛ20 практически идентичны. В интервале температур от 20 до 800 °С сплав ВЖЛ20 с КГО [001] имеет слабо убывающую температурную зависимость предела прочности ов и возрастающую температурную зависимость предела текучести о0,2. При дальнейшем повышении температуры пределы прочности и текучести сплава ВЖЛ20 значительно уменьшаются. Согласно данным табл. 3, значения относительного удлинения 5 и сужения у монокристаллических образцов из сплава ВЖЛ20 с КГО [001] имеют очень слабую температурную зависимость (до 700 °С) - при увеличении данной температуры наблюдается существенное повышение обеих характеристик. Подобные температурные изменения кратковременных прочностных характеристик исследуемого сплава ВЖЛ20 типичны для монокристаллов с КГО [001] жаропрочных никелевых сплавов с большим содержанием у'-фазы (>60 % (объемн.)) [27].
Длительная прочность сплава ВЖЛ20
Экспериментальные значения долговечности (времени до разрушения), полученные при испытании литых и термообработанных образцов из сплава ВЖЛ20 с КГО [001] на длительную прочность при температурах 900 и 1000 °С и различных напряжениях, использованы для расчета по уравнению температурно-силовой зависимости времени до разрушения (4) кривых длительной прочности (для средних значений). В качестве примера на рис. 4 представлены кривые длительной прочности сплава ВЖЛ20 в литом состоянии.
По кривым длительной прочности определены значения пределов длительной прочности при различной длительности испытания (10, 100, 500 и 1000 ч) литого и термически обработанного сплава ВЖЛ20 (табл. 4). Для сравнения также приведены
характеристики длительной прочности жаропрочного никелевого сплава ЖС26 с монокристаллической структурой, легированного повышенным (11-12 % (по массе)) количеством вольфрама - одного из наиболее эффективных легирующих элементов [25].
Долговечность, ч
Рис. 4. Кривые длительной прочности сплава ВЖЛ20 с КГО [001] в литом состоянии при температурах 900 (1) и 1000 °С (2) (точками показаны экспериментальные данные)
Таблица 4
Длительная прочность* сплавов ВЖЛ20 и ЖС26 с КГО [001] при различных температуре и длительности испытания
Сплав Температура испытания, °С 010 0100 0500 01000
МПа
ВЖЛ20 900 445/465 320/340 250/270 220/240
1000 255/265 170/185 130/145 110/130
ЖС26 900 589 392 299 255
1000 299 190 130 110
*Средние значения: в числителе - для литого сплава, в знаменателе - для термически обработанного.
Представленные в табл. 4 результаты испытания свидетельствуют о преимуществе термически обработанного сплава во всем температурно-временном диапазоне, что обусловлено положительным влиянием на длительную прочность повышенной химической однородности его структуры и большей дисперсностью упрочняющих частиц у'-фазы кубоидной формы с плоской огранкой по поверхностям габитуса. Следует также отметить, что сплав ВЖЛ20 при температуре 1000 °С не уступает по длительной прочности известному промышленному жаропрочному сплаву ЖС26 (с плотностью 8,53 г/см3) с монокристаллической структурой КГО [001]. При этом расчеты удельной длительной прочности при температуре 1000 °С показали превосходство сплава ВЖЛ20 во всем диапазоне долговечностей:
- для сплава ВЖЛ20: о}°°°° / ё = 23,01 МПа/гсм-3, а}°°°° /й = 16,17 МПа/гсм-3;
- для сплава ЖС26: о}°°°° / ё = 22,27 МПа/гсм-3, а}°°°° / й = 12,89 МПа/гсм-3.
Данное обстоятельство, по-видимому, связано с высокой фазовой стабильностью сплава ВЖЛ20 и подтверждается исследованиями методом МРСА, которые свидетельствуют об отсутствии избыточных фаз в структуре образцов после испытаний на длительную прочность при температурах 900 и 1000 °С на базе до 1000 ч.
Сплав ВЖЛ20 также имеет существенные преимущества по длительной прочности при температурах 900 и 1000 °С по сравнению с известными литейными жаропрочными никелевыми сплавами с поликристаллической равноосной структурой [3, 27].
Заключения
1. На основе расчетов фазового состава, объемной доли у'-фазы, у/у'-мисфита, температур у'-солвус, солидус и ликвидус, а также плотности, параметров фазовой стабильности и длительной прочности при температурах 900 и 1000 °С (для монокристаллов с КГО [001]) сплавов выбранной системы Ni-Al-W-Mo-Cr-Co-Ti-Nb-V-C сконструирован литейный жаропрочный никелевый сплав ВЖЛ20 с малой плотностью.
2. После НК монокристаллические отливки с КГО [001] из сплава ВЖЛ20 имеют дендритно-ячеистое строение с неоднородным распределением легирующих элементов и фаз по дендритным ячейкам:
- легирующие элементы W, Mo, Cr, Co имеют обратную сегрегацию и обогащают дендриты; элементы Al, Ti и Nb имеют прямую сегрегацию и концентрируются в междендритных областях, а ванадий имеет незначительную сегрегацию;
- дисперсные частицы у'-фазы в у-матрице междендритных областей значительно крупнее, чем в у-матрице дендритов первого порядка;
- выделения карбида МеС на основе монокарбида TiC и эвтектики у + у' располагаются в междендритных областях, где вблизи эвтектики у + у' выделяются дисперсные фазы типа Ме6С, обогащенные хромом и молибденом.
3. Гомогенизирующий отжиг при температуре у'-солвус приводит к растворению фаз типа М6С и уменьшению коэффициентов сегрегации легирующих элементов, однако полная их гомогенизация не достигается.
4. Для литого и термообработанного сплава ВЖЛ20 с КГО [001] определены: плотность (8,04 г/см3), у/у'-мисфит (0,16 и 0,22 % при температуре 20 °С), температуры у'-солвус (1240 °С), плавления эвтектики у + у' (1262 °С), солидус (1271 °С), ликвидус (1365 °С) и образования карбида МеС (1310 °С), а также механические свойства при растяжении в интервале температур 20-1050 °С и длительная прочность на базах до 1000 ч при температурах 900 и 1000 °С.
5. Сконструированный сплав ВЖЛ20 с монокристаллической структурой КГО [001] имеет следующие средние значения характеристик кратковременной прочности при комнатной температуре и длительной прочности на базах до 1000 ч при температурах 900 и 1000 °С:
- в состоянии после литья: о 2°° = 1090 МПа, g2°2 = 810 МПа, S20° = 13,5 %, у20° = 13,5 %; 000° = 320 МПа, о1°°° = 250 МПа, о9°0° = 220 МПа и о1°°°° = 170 МПа, о500°0°° = 130 МПа, о100°° = 110 МПа;
20° 20°
- в состоянии после термической обработки: ов = 1130 МПа, а02 = 950 МПа, S20° = 7,5 %, у20° = 11,0 %; = 340 МПа, о9°°° = 270 МПа, о^о = 240 МПа и
о10°°° = 185 МПа, о150000°° = 145 МПа, о1°°°° = 130 МПа.
6. Сплав ВЖЛ20 предназначен для изготовления лопаток газотурбинных двигателей со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой.
Библиографический список
1. Оспенникова О.Г. Стратегия развития жаропрочных сплавов и сталей специального назначения, защитных и теплозащитных покрытий // Авиационные материалы и технологии. 2012. № S. С. 19-36.
2. Бондаренко Ю.Н. Тенденции развития высокотемпературных металлических материалов и технологий при создании современных авиационных газотурбинных двигателей // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 2 (55). С. 3-11. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-2-3-11.
3. Каблов Е.Н. Литейные жаропрочные сплавы // Машиностроение: энциклопедия: в 40 т. М.: Машиностроение, 2001. Т. II-3: Цветные металлы и сплавы. Композиционные материалы. С.519-552.
4. Назаркин Р.М., Колодочкина В.Г., Оспенникова О.Г., Орлов М.Р. Изменения микроструктуры монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов в процессе длительной эксплуатации турбинных лопаток // Авиационные материалы и технологии. 2016. № 4 (45). С. 9-17. DOI: 10.18577/2071-9140-2016-0-4-9-17.
5. Walston W.S., O'Hara K.S., Ross E.W., Pollock T.M., Murphy W.H. René N6: Third generation single crystal superalloy // Superalloys. Pennsylvania: Minerals, Metals and Materials Society, 1996. P.27-34.
6. Jo C.-Y., Jones N., Choe S.-J., Knowles D. High temperature mechanical properties and creep crack initiation of DS CM186LC for nozzle guide vane // Metals and Materials. 1998. Vol. 4. No. 5. P. 1017-1025.
7. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Петрушин Н.В., Висик Е.М. Монокристаллический жаропрочный никелевый сплав нового поколения с низкой плотностью // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 2 (35). С. 14-25. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-2-14-25.
8. Толорайя В.Н., Каблов Е.Н., Орехов Н.Г. Технологии литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД и ГТУ // Авиационные материалы и технологии. 2003. № 1. С. 63-79.
9. Low carbon directional solidification alloy - CM186LC: pat. US 5069873; filed 14.08.89; publ. 03.12.91.
10. Ross E.W., O'Hara K.S. RENÉ N4: A first generation single crystal turbine airfoil alloy with improved oxidation resistance, low angle boundary strength and superior long time rupture strength // Superalloys. Pennsylvania: Minerals, Metals and Materials Society, 1996. P. 19-25.
11. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов // Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. М.: Наука, 2006. С. 56-78.
12. Герасимов В.В., Петрушин Н.В., Висик Е.М. Усовершенствование состава и разработка технологии литья монокристаллических лопаток из жаропрочного интерметаллидного сплава // Труды ВИАМ. 2015. № 3. Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 21.12.2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2015-0-3-1-1.
13. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3-33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
14. Петрушин Н.В., Висик Е.М., Елютин Е.С. Усовершенствование состава и структуры литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью. Часть 1 // Труды ВИАМ. 2021. № 3 (97). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 15.03.2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-3-3-15.
15. Задгенидзе И.Г. Планирование эксперимента для исследования многокомпонентных систем. М.: Наука, 1976. 390 с.
16. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Парфенович П.И. Конструирование литейных жаропрочных никелевых сплавов с поликристаллической структурой // Металловедение и термическая обработка металлов. 2018. № 2 (752). С. 47-55.
17. Морозова Г.И. Закономерность формирования химического состава у'/у -матриц многокомпонентных никелевых сплавов // Доклады Академии наук СССР. 1991. Т. 320. № 6. С.1413-1416.
18. Морозова Г.И. Значение метода физико-химического фазового анализа в развитии авиационного металловедения и создании жаропрочных никелевых сплавов (К 125-летию со дня рождения Н И. Блок) // Труды ВИАМ. 2016. № 1 (37). Ст. 07. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 10.12.2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2016-0-1-50-55.
19. Yukawa N., Morinaga M., Ezaki H., Murata Y. Alloy design of superalloys by the d-electrons concept // High temperature alloys for gas turbines and other applications: Proceedings of Conference (Liege, Oct. 6-9, 1986). Dordrecht: CRM, 1986. P. 935-944.
20. Argence D., Vernault C., Desvallees Y., Fournier D. MC-NG: a 4th generation single-crystal sup-eralloy for future aeronautical turbine blades and vanes // Superalloys. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 2000. P. 829-837.
21. Висик Е.М., Герасимов В.В., Петрушин Н.В., Колядов Е.В., Филонова Е.В. Технологическое опробование литья монокристаллических лопаток из жаропрочного никелевого сплава ВЖЛ20 пониженной плотности // Литейщик России. 2018. № 5. С. 17-22.
22. Толорайя В.Н., Каблов Е.Н., Орехов Н.Г., Демонис И.М., Остроухова Г.А., Чубарова Е.Н. Методы получения монокристаллов никелевых жаропрочных сплавов // Труды Междунар. науч.-техн. конф. «Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение» (Москва, 25-26 апр. 2006 г.). М.: ВИАМ, 2006. С. 270-279.
23. Кузьмина Н.А., Пьянкова Л.А. Контроль кристаллографической ориентации монокристаллических отливок никелевых жаропрочных сплавов методом рентгеновской дифрактомет-рии // Труды ВИАМ. 2019. № 12 (84). Ст. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 12.08.2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-12-11-19.
24. Назаркин Р.М. Рентгенодифракционные методики прецизионного определения параметров кристаллических решеток никелевых жаропрочных сплавов (краткий обзор) // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 41-48. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-141-48.
25. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение, 1998. 464 с.
26. Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. М.: Металлургия, 1977. 224 с.
27. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006. 372 p.
28. Гэбб Т.П., Дрешфилл Р.Л. Свойства суперсплавов // Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок: в 2 кн. / под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У.К. Хагеля; пер. с англ. М.: Металлургия, 1995. Кн. 2. С. 352-371.
