CC BY
31
УДК 669.018.44:66.065.5 Е.В. Колядов1, В.В. Герасимов1
ВЛИЯНИЕ ПРИВЕДЕННОГО РАЗМЕРА ОТЛИВКИ НА ОСЕВОЙ ГРАДИЕНТ ТЕМПЕРАТУРЫ И МАКРОСТРУКТУРУ ОТЛИВОК ПРИ НАПРАВЛЕННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ НА УСТАНОВКЕ УВНК-15*
Рассмотрены параметры направленной кристаллизации, которые влияют на появление в отливках развитых осей дендритов второго порядка. Проведены упрощенные расчеты теплоты, выделяющейся из отливок, максимальной скорости кристаллизации, при которой не происходит прогиба фронта кристаллизации. Проведена экспериментальная работа по определению градиента температуры для отливок с разным поперечным сечением, показана их макроструктура. Предложены способы повышения качества структуры при увеличении поперечного сечения отливок.
Ключевые слова: жаропрочные сплавы, направленная кристаллизация, установки для монокристаллического литья, температурный градиент.
In the article directional solidification parameters that affect the appearance of the castings developed dendrites axes of order. Conducted simplified calculations of heat released from the castings, the maximum crystallization rate at which there is no deflection of the crystallization front. The experimental work to determine the temperature gradient for castings with different cross-sectional area, their macrostructure. Ways of improving the quality of the structure by increasing the cross section castings.
Keywords: superalloys, directionally solidified, units for single crystal casting, temperature gradient.
"'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]
*В работе принимала участие канд. техн. наук, ведущий научный сотрудник Е.М. Висик.
Введение
В России на авиационных заводах при производстве лопаток газовых турбин используются установки для направленной кристаллизации с жидкометаллическим охладителем. Метод заключается в том, что форма с расплавом перемещается из зоны нагрева, одновременно погружаясь в охлаждающую среду из легкоплавкого расплава. Этот метод имеет определенные преимущества перед методом HRS (high rate solidification), а именно - более высокий коэффициент теплопередачи при охлаждении в расплаве алюминия (за счет конвекции) по сравнению с охлаждением формы излучением в вакууме, в результате чего обеспечивается повышение ростового градиента температуры на фронте кристаллизации, уменьшение междендритного расстояния, снижение микропористости [1-15].
Материалы и методы
Основными параметрами процесса направленной кристаллизации [16] являются градиент температур на фронте роста (G, град/мм) и скорость кристаллизации (R, мм/мин), которая в установившемся процессе равна скорости перемещения формы с расплавом из горячей зоны в холодную. Температурный градиент G=dT/dz (изменение температуры по оси z, параллельной направлению теплоотвода) связан со скоростью кристаллизации
R=dz/dt (перемещение фронта кристаллизации во времени), которая непосредственно зависит от скорости охлаждения растущего кристалла на фронте кристаллизации: GR=dT/dt (изменение температуры во времени) [17]. Величина GR оказывает решающее влияние на морфологические особенности структуры: ее увеличение при направленной кристаллизации способствует измельчению структурных составляющих сплава, что положительно сказывается на его механических свойствах [6].
При кристаллизации жаропрочных сплавов наблюдается в основном дендритный рост кристаллов. Формирование дендритной структуры осуществляется в интервале температур - от ликвидус до солидус. При этом в зависимости от градиента температур на фронте кристаллизации протяженность этой зоны может колебаться в широком диапазоне - от 3 до ~100 мм. Кроме того, фронт кристаллизации может быть макроскопически плоским, вогнутым или выпуклым в сторону жидкой фазы [18].
Величина прогиба в сторону твердой фазы зависит от соотношения осевого GL и радиального Gr градиентов (рис. 1). При значениях радиального градиента, близких к нулю, фронт кристаллизации - макроскопически плоский. Растущие денд-риты имеют симметричную относительно оси первого порядка структуру мальтийского креста
Рис. 1. Схема вогнутого фронта кристаллизации при различных значениях осевого и радиального градиентов температур на фронте кристаллизации
Рис. 2. Схема вогнутого фронта кристаллизации, поясняющая появление развитых осей дендритов второго порядка
Рис. 3. Схема установки для направленной кристаллизации - радиационный нагрев и жидкостное охлаждение за счет конвекции, подвод тепла радиальный, отвод - осевой; 1 - нагревательное устройство; 2 - система охлаждения
(в плане). При увеличении радиального градиента дендриты становятся несимметричными, развиваются оси второго порядка, которые могут прервать рост соседних дендритов и способствовать появлению паразитных зерен при дальнейшем увеличении радиального градиента Gr. Линия, соединяющая вершины растущих дендритов,
условно является геометрической проекцией фронта кристаллизации на плоскость чертежа (рис. 2).
Имеется эмпирическое правило, согласно которому при уменьшении теплопроводности снижается максимальная скорость кристаллизации детали заданного диаметра в условиях направлен-
ного теплоотвода. Это связано с тем, что произведение скорости кристаллизации R на диаметр детали d пропорционально коэффициенту температуропроводности а: R^d ~ а=Х/ср [17], где X - коэффициент теплопроводности сплава; с - объемная теплоемкость сплава; р - плотность сплава.
В практике направленной кристаллизации приведенный размер отливки X=S/Р, представляющий собой отношение площади поперечного сечения S к ее периметру Р, используется в программе расчета технологических режимов монокристаллического литья методом высокоградиентной направленной кристаллизации газотурбинных лопаток разной геометрии, разработанной совместно МАТИ-ВИАМ.
Максимальную скорость вытягивания, при которой температурный градиент перед фронтом кристаллизации G сохраняет положительное значение и тем самым позволяет избежать зародыше-образования перед фазовой границей и нестабильности поверхности раздела, определяют следующим путем. При повышении скорости R поверхность раздела «жидкость-кристалл» опускается, пока не достигнет положения максимально допустимого перемещения фронта при температуре изоликвидуса, равного участку отливки ниже выхода из печи, на котором охлаждается только оболочка литейной формы, а отвода теплоты через боковую поверхность отливки практически не происходит (рис. 3) [18]. При дальнейшем повышении скорости зона кристаллизации находится ниже уровня охлаждающего агента, вследствие чего теплоотвод приобретает радиальную составляющую. В этих условиях сохранение макроскопически плоского фронта кристаллизации невозможно. Максимальную скорость вытягивания или кристаллизации можно вычислить по формулам, приведенным в работе [19]:
1 {2кфks /г Г 2 (z1 2 - Z -1 2 ) , (1)
R -
Я V
где с - удельная объемная теплоемкость; hэф - коэффициент теплопередачи; ^ - коэффициент теплопроводности; г - радиус отливки; 1 - безразмерный коэффициент, определяющийся по формуле:
+ С(ТН -Тохл )
Ь+с(Тн -Те) , где Тн - температура в печи; Тохл - температура охла-
ждающего агента; ТЕ - среднеарифметическая температура зоны нагрева и охлаждения (ТЕ=(Тн+Тохп)/2); L -удельная теплота кристаллизации.
Уравнение (1) означает, что допустимая скорость кристаллизации тем выше, чем больше коэффициент теплопередачи кэф и удельная теплопроводность ^ (далее - X) и чем меньше радиус образца г. Поскольку приведенный размер цилин-
5 лЯ2 1
дрической отливки Х =—=-=—Я, то показа-
Р 2пЯ 2
телем массивности отливки является ее радиус.
Проведем упрощенный расчет количества теплоты и плотности теплового потока, переданного от отливок с различным поперечным сечением (рис. 4 и 5) через стенку формы в жидкометалли-ческий охладитель [20, 21]. Значения, необходимые для расчетов, взяты из паспортных данных для сплава ВКНА-4У и для чистого алюминия (см. таблицу).
Определим количество теплоты, выделяющейся из отливок при изменении температуры от Т8 до Тохл, по формуле [22]:
Q=сmДТ [Дж], (2)
где с - удельная теплоемкость сплава ВКНА-4У, Дж/(кг К); т - масса отливки, кг; ДТ - изменение температуры, К.
Для отливки 0100 мм - Ql=3517,97 кДж, для отливки 016 мм - Q2=90,08 кДж. Определим плотность теплового потока, передающуюся жидкоме-таллическому охладителю от отливки через керамическую форму, по формуле [19]:
д = —-г-1-.-п(Т 1 - Т 02) [Вт/м], (3)
1 1
-+-
2г1а1 2Х*
ln ^ +
1
2г2 а2
> '1
где r1 - внутренний радиус формы, м; а1 - коэффициент теплоотдачи сплава ВКНА-4У, Вт/(м2 К); Хф - коэффициент теплопроводности формы, Вт/(мК); r2 - внешний радиус формы, м; а2 - коэффициент теплоотдачи жид-кометаллического охладителя, Вт/(м2К); Т01 - температура сплава, К; Т02 - температура охлаждающей среды, К.
Коэффициенты теплоотдачи от жидкого металла внутренней стенке формы (ai) и от наружной стенки формы в охлаждающую среду (а2) определяются через критерий Нуссельта:
Nu =—l, Х'
Теплофизические свойства сплава ВКНА-4У и алюминия, используемого в качестве жидкометаллической охлаждающей среды
Металл (сплав) Температура плавления, К Плотность, кг/м3 Удельная теплоемкость с, кДж/(кг3К) Коэффициент теплопроводности Х, В/(м К) Коэффициент объемного расширения Р-104, К-1 Коэффициент температуропроводности а106, м2/с Удельная теплота плавления Ь10-8 Дж/м3
ВКНА-4У II 1 5 5 OJ 8 00 8 7910 8147 39 0,435 4,7 22,78
Алюминий 933 2370 2962,5 89,8 1,1 30,4 9,24
Рис. 4. Изменение температурно-скоростных параметров процесса получения отливок диаметром 100 мм и схема расположения термопар (1-3), установленных на керамической форме: 4, 5 - температуры верхнего и нижнего нагревателей соответственно; 6 - перемещение формы
Рис. 5. Изменение температурно-скоростных параметров процесса получения отливок диаметром 16 мм и схема расположения термопар (1-4), установленных на керамической форме: 5 - температура верхнего нагревателя; 6, 7 -температуры нижнего нагревателя - левая и правая сторона соответственно; 8 - перемещение формы; 9 - температура алюминия
где V- коэффициент теплопроводности жидкого сплава, Вт/(мК); / - длина погруженной в охладитель части формы, м (/=0,1 м).
В свою очередь, согласно [23]:
Ыы=0,5 з(Рг2 • Ог/' 4
а комплекс критериев Прандтля и Грасгофа
Р г 2 • Ог=рД ,
/ 1\2 1 (а)
где а' - коэффициент температуропроводности жидко-
металлического охладителя (сплава ВКНА-4У), м2/с; g - ускорение силы тяжести, м/с2; в - коэффициент объемного расширения жидкометаллического охладителя (сплава ВКНА-4У), К-1; Д - разность температур поверхности формы и жидкометаллической среды, К.
Для расчетов используются следующие значения показателей: толщина керамической формы 5ф=0,01 м, Тохл=973 К, Тя=1538 К, коэффициент теплопроводности формы Хф=2,32 Вт/(мК).
Численно линейная плотность теплового потока будет равна для отливки 0100 мм - ^=43101 Вт/м, для отливки 16 мм - q2=10999 Вт/м.
Тепловыделение из крупногабаритной отливки 0100 мм в 39 раз больше по сравнению с тепловыделением из отливки 016 мм (Q\/Q2), а плотность теплового потока в жидкометаллический охладитель - лишь в ~4 раза
В результате от отливки с большим поперечным сечением не происходит отвода теплоты необходимой интенсивности, поэтому происходит смещение фронта кристаллизации в сторону охладителя и его прогиб в сторону твердой фазы. При этом возрастание значения радиального градиента температуры Gr приводит к развитию осей второго порядка (см. рис. 2).
Определен также градиент температуры на форме в зависимости от габаритов отливок. Проведены плавки отливок в виде цилиндров 0100 и 016 мм, совмещенные с термометрированием на установке УВНК-15, предназначенной для литья крупногабаритных деталей ГТД и ГТУ.
На отливку 0100 мм были установлены три термопары марки ВР5/20 с расстоянием между спаями 50 мм, на отливку 016 мм - четыре термопары той же марки с расстоянием между спаями 25 мм. Графики плавок и схема расположения термопар представлены на рис. 4 и 5.
Расчет температурного градиента осуществляли по формулам:
Т -Т
G = и , оС/см; G = T3-2
°С/см;
AL
G =
AL
T4-T3 о
AL
С/см,
где Т1 - температура первой термопары, равная температуре солидус; Т2 - температура второй термопары в тот же момент времени; Т3 - температура третьей термопары; Т4 - температура четвертой термопары; ^ -расстояние между спаями термопар.
Температуру солидус для сплава ВКНА-4У принимаем равной 1240-1260°С, расстояние между спаями термопар составляет 50 и 25 мм. Находим градиент для каждой пары термопар и усредняем.
Результаты
Полученный температурный градиент для отливки 0100 мм составил ~32,7°С/см, а для отливки 0I6 мм: ~81°С/см. Соответственно с учетом термического сопротивления керамической формы градиент температуры на фронте кристаллизации будет в несколько раз меньше значения градиента на поверхности формы. На рис. 6 показано изменение осевого градиента температур на фронте ликвидус для сплава ВКНА в зависимости от приведенного размера отливки [6]. На макроструктуре отливок, показанных на рис. 7, видно, что отливки 0I6 мм имеют монокристаллическую структуру по всей высоте без поверхностных дефектов (см. рис. 7, а), а отливка 0100 мм имеет направленную структуру с большим количеством поверхностных дефектов в виде полос струйной ликвации - freckles (см. рис. 7, б). Эти поверхностные дефекты направленно-закристаллизованных отливок из жаропрочных сплавов в виде полос шириной ~1 мм представляют собой выделения равноосных зерен эвтектического состава и зависят от сбалансированного содержания легирующих элементов в сплаве и скорости охлаждения расплава.
Для повышения качества макроструктуры отливок с большим поперечным сечением необходимо выбрать оптимальную скорость охлаждения GR, учитывая, что повышение скорости кристаллизации в отливках с большим поперечным сечением приводит к увеличению вогнутости формы фронта кристаллизации, а температурный градиент - имеет зависимость от диаметра отливки, так как произведение скорости кристаллизации R на
Рис. 6. Изменение осевого градиента температур G на фронте ликвидус для сплава ВКНА в зависимости от приведенного размера отливки Х
диаметр d пропорционально коэффициенту температуропроводности а. Максимальную скорость кристаллизации сплава ВКНА-4У в зависимости от поперечного сечения отливки можно определить по формуле (1). Произведем расчет максимальной скорости вытягивания для отливок 0100 и 16 мм. Для этого рассчитаем
1
^эф = "
1+5ф+-! а1 ^ф а2
[Вт/(мК)],
где а1 - коэффициент теплоотдачи сплава ВКНА-4У, Вт/(м2 К); а2 - коэффициент теплоотдачи жидкометал-лического охладителя, Вт/(м2К); 5ф - толщина керамической формы, м.
В результате расчетов получим:
- для 0100 мм - Rmax=1,79 мм/мин;
- для 016 мм - Rmax=4,48 мм/мин.
Заключение
Для получения крупногабаритных отливок с хорошей направленной структурой без сильно развитых осей дендритов второго порядка необходимо повысить температурный градиент путем изменения температур нагревателя и (или) охладителя, а также за счет тепловой изоляции зоны нагрева от зоны охлаждения и уменьшения скорости кристаллизации ниже максимально допустимой.
1. Каблов Е.Н., Толорайя В.Н. ВИАМ - основоположник отечественной технологии литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД и ГТУ //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 105-117.
2. Каблов Е.Н., Герасимов В.В., Висик Е.М., Демо-нис И.М. Роль направленной кристаллизации в ресурсосберегающей технологии производства деталей ГТД //Авиационные материалы и технологии. 2008. №1. С. 3-9.
3. Бондаренко Ю.А., Каблов Е.Н. Направленная кристаллизация жаропрочных сплавов с повышенным температурным градиентом //МиТОМ. 2002. №7. С. 20-23.
4. Каблов Е.Н., Орлов М.Р., Оспенникова О.Г. Механизмы
образования пористости в монокристаллических лопатках турбины и кинетика ее устранения при горячем изостатическом прессовании //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 117-129.
5. Герасимов В.В., Висик Е.М., Никитин В.А., Зерно ва М.Г. Опыт освоения технологии литья секторов сопловых лопаток с монокристаллической структу-
рой из сплава ВКНА-4У //Авиационные материалы и технологии. 2012. №4. С. 13-18.
6. Герасимов В.В., Висик Е.М. Технологические аспекты литья деталей горячего тракта ГТД из интерме-таллидных никелевых сплавов типа ВКНА с монокристаллической структурой //Литейщик России. 2012. №2. С. 19-23.
7. Герасимов В.В., Колядов Е.В. Технические харак-
теристики и технологические возможности установок УВНК-9А и ВИП-НК для получения монокристаллических отливок из жаропрочных сплавов //Литейщик России. 2012. №11. С. 33-38.
8. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 7-17.
9. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой //Материаловедение. 1997. №4. С. 32-38; №5. С. 14-17.
10. Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А., Каблов Д.Е. Особенности структуры и жаропрочных свойств монокристал-
лов <001> высокорениевого никелевого жаропрочного сплава, полученного в условиях высокоградиентной направленной кристаллизации //Авиационные материалы и технологии. 2011. №4. С. 25-31.
11. Бондаренко Ю.А., Ечин А.Б., Сурова В.А., Нар-ский А.Р. О направленной кристаллизации жаропрочных сплавов с использованием охладителя //Литейное производство. 2011. №5. С. 36-39.
12. Бондаренко Ю.А., Базылева О.А., Ечин А.Б., Сурова В.А., Нарский А.Р. Высокоградиентная направленная кристаллизация деталей из сплава ВКНА-1В //Литейное производство. 2012. №6. С. 12-16.
13. Бондаренко Ю.А., Ечин А.Б., Сурова В.А., Нар-ский А.Р. Влияние условий направленной кристаллизации на структуру деталей типа лопатки ГТД //Литейное производство. 2012. №7. С. 14-16.
14. Колядов Е.В., Герасимов В.В., Висик Е.М. Получение крупногабаритных заготовок под диски турбины ГТД из сплава ВЖ175 методом направленной кристаллизации на установке УВНК-10 //Литейное производство. 2013. №10. С. 28-31.
15 Герасимов В.В., Висик Е.М., Колядов Е.В. О неиспользованных резервах направленной кристаллизации в повышении эксплуатационных характеристик
деталей ГТД и ГТУ //Литейное производство. 2013. №9. С. 30-32.
16. Каблов Е.Н. Литые лопатки газотурбинных двигателей (сплавы, технологии, покрытия). М.: МИСиС. 2001. С. 293-398.
17. Курц В., Зам П.Р. Направленная кристаллизация эвтектических материалов. М.: Металлургия. 1980. С. 118-147.
18. Герасимов В.В., Висик Е.М., Колядов Е.В. Влияние дрейфа фронта кристаллизации на структуру монокристаллических отливок сплава ЖС32У, полученных на установке ВИП-НК //Металлургия машиностроения. 2013. №3. С. 14-17.
19. Reed R.C. The Superalloys Fundamentals and Applications. New York: Cambridge University Press. 2006. С. 121-147.
20. Артюнов В.А., Миткалинный В.И., Старк С.Б. Металлургическая теплотехника. М.: Металлургия. 1974. Т. 1. С. 292-356.
21. Алексеев Г.Н. Общая теплотехника. М.: Высшая школа. 1980. С. 206-229.
22. Кабардин О.Ф. Физика. М.: Просвещение. 1991. 96 с.
23. Кутателадзе С.С., Боришанский В.М. Справочник по теплопередаче. М.-Л.: Машгиз, 1959. С. 148-155.
