Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2021-0-4-3-15
УДК 669.017.165:669.018.44
Н. В. Петрушин, Е. М. Висик, Е. С. Елютин
УСОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И СТРУКТУРЫ ЛИТЕЙНОГО ЖАРОПРОЧНОГО НИКЕЛЕВОГО СПЛАВА С МАЛОЙ ПЛОТНОСТЬЮ. Часть 2

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 кратковременной  и длительной прочностью

Ключевые слова: литейные жаропрочные никелевые сплавы, компьютерное конструирование сплава, микроструктура, фазовая стабильность, плотность, механические свойства, длительная прочность, castable nickel-based superalloys, computer design, microstructure, phase stability, density, mechanical properties, long-term strength.

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 сплавы имеют многокомпонентную систему легирования, реализующую дисперсионное упрочнение γ-матрицы (твердый раствор на основе Ni) микрочастицами γʹ-фазы на основе интерметаллического соединения Ni3Al в количестве 55‒65 % (по массе) и монокарбидами (МeС) 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, = 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/см3), 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 ихпереработки 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, Cr, Co, Ti, Nb, Hf и С на долговечность  (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 исследованийвлияния 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.

 

 

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/см3. Для достижения максимальных характеристик длительной прочности сплав с плотностью не более 8,1 г/см3 должен иметь: приемлемую фазовую стабильность, небольшой γ/γʹ-мисфит (0,15‒0,20 % при комнатной температуре), долю γʹ-фазы ~60 % (объемн.), температуру полного растворения γʹ-фазы (γʹ-солвус) TSolv≥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 Cr, Mo, Co, Ti, Nb и C задавали на двух уровнях (максимальном и минимальном) и варьировали в соответствии с планом полного факторного эксперимента типа 2n + 1 (n – 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 2n + 1 вариантов сплава на основе расчетов параметров фазовой стабильности ΔЕ и  соответственно по формулам (1) [17, 18] и (2) [19, 20]:

где  ‒ средняя атомная масса элементов сплава, в молях;  ‒ среднее количество валентных электронов элементов в сплаве; AiиEi− соответственно атомная масса и количество валентных электронов i-го компонента(sp-электроны алюминия и ds-электроны переходных металлов); Сi − атомная доля i-го компонента в сплаве; n – число компонентов, включая основу сплава; символами СNiCRu обозначены атомные доли элементов в g-матрице сплава.

 

В данной части работы химический состав варианта сплава считали фазово-стабильным, если для него выполнялись следующие условия: 0,02 ≥ ΔE ≥ ‒0,04 и Для фазово-стабильных композиций вариантов сплава, определяемых параметрами 0,02  DE ≥ ‒0,04 и , 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 Mo; 9,5 Cr; 6,5 Co; 0,8 Nb и 0,08 C (сплав включал также Al, Ti, V, Zr, B, Ce и La), 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 γʹ-солвус и двухступенчатого старения при температурах 1030 и 870 °С.

Исследование микроструктуры проводили на сканирующем электронном микроскопе JSM-840. Локальный химический состав определяли количественным методом микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на установке JSMA-733.

Периоды кристаллических решеток g- и g¢-фаз определяли по рентгеновским рефлексам 222, которые представляли собой дублет из синглетов Kα1Kα2 фаз γ и γ′. Рентгеновские профили рефлексов 222 записывали с применением рентгеновского дифрактометра ДРОН-3 в монохроматическом Fe Kα-излучении. Обработку рентгеновских профилей, включающую разделение суммарных дублетов 222 фаз γ + γ′ на фазовые синглеты γ- и γ′-фаз, проводили по специальной компьютерной программе OUTSET [24]. Размерное несоответствие периодов δ кристаллических решеток γ- и γʹ-фаз (γ/γ′-мисфит) рассчитывали по формуле

где аγ и аγʹ – периоды кристаллических решеток γ-твердого раствора и γ′-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

сконструированного сплава ВЖЛ20 с малой плотностью

 

 

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 τр [25]:

где μ, m,n, U0, η – коэффициенты, определяемые по результатам испытаний на длительную прочность; Т – температура, К; σ – напряжение, МПа; Rгазовая постоянная.

 

Полученные значения коэффициентов уравнения длительной прочности (2) использовали для определения средних значений пределов длительной прочности  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 γ-твердого раствора, выделений интерметаллидной γ′-фазы на основе соединения Ni3Al и карбидных фаз различного типа. В свою очередь γ′-фаза состоит из дисперсных частиц, образовавшихся при распаде пересыщенного никелевого γ-твердого раствора в процессе охлаждения (от температуры, меньшей температуры γ′-солвус), и крупных глобулей γ′-эвтектической фазы (γ′эвт) в виде структурной составляющей эвтектики γ + γ′. Геометрические размеры частиц γ′-фазы, расположенных в междендритных областях, значительно больше частиц γ′-фазы (~1 мкм), расположенных в дендритах (~0,5 мкм). При этом характерными особенностями частиц γ′-фазы, расположенных в междендритных областях, является некубовидность формы и отсутствие строгой огранки по поверхностям габитуса.

 

 

Рис. 2. Микроструктура сплава ВЖЛ20 после направленной кристаллизации: а – выделения эвтектики γ + γʹ в междендритном участке; б – γʹ-фаза в дендрите первого порядка;
в – частицы монокарбида МеС и выделения эвтектики γ + γʹ в междендритном участке;
г – дисперсные выделения фаз типа Ме6С и выделения эвтектики γ + γʹ в междендритном участке

По данным микрорентгеноспектрального анализа, карбидная фаза в литых монокристаллах сплава ВЖЛ20 представлена карбидом MеC 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 γ + γʹ , 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 Kс, который определяется следующим образом [16]:

где Cм.д и Сд.п – соответственно концентрации i-го элемента в γ/γʹ-матрице междендритных участков и дендритов первого порядка; n = ±1. Если Cм.д > Сд.п, то n = +1 и Kс = (Cм.д / Сд.п) > 1 (в этом случае сегрегация считается «прямой»). Если Cм.д < Сд.п, то n = ‒1 и Kс = ‒(Сд.п / Cм.д) < ‒1 (в данном случае сегрегация считается «обратной»).

 

В табл. 2 приведены экспериментальные данные по локальному химическому составу γ/γʹ-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 γ/γʹ-матрицы дендритов первого порядка

и междендритных областей, а также коэффициенты сегрегации

легирующих элементов в сплаве ВЖЛ20 после направленной кристаллизации

Место анализа

Содержание элементов, % (по массе),

и значения коэффициентов сегрегации Kс

Со

Ni

Ti

Cr

Mo

Al

W

V

Nb

Междендритная область

5,4

72,8

5,9

5,8

1,9

6,0

0,8

0,3

0,8

Дендрит первого порядка

6,5

68,7

3,2

10,2

3,2

5,1

2,0

0,4

0,4

Эвтектическая γʹ-фаза

7,0

72,8

7,3

3,7

0,9

6,4

0,4

0,2

0,8

Kс

‒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 γ/γʹ-матрице дендритов первого порядка наблюдается повышенное содержание легирующих элементов W, Mo, Cr и Со (Kс < ‒1), а межосные участки обогащены легирующими элементами Nb, Ti и Al (Kс > 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 Mo и Cr, снижая температуру плавления никелевых сплавов, должны обогащать междендритные области [26]. Легирующий элемент ванадий (Kс = 1) не сегрегирует в процессе НК сплава ВЖЛ20.

По результатам исследований методом рентгеновской дифрактометрии определены численные значения структурно-фазовых характеристик (γ/γʹ-мисфит, угловое уширение рентгеновских синглетов γ-твердого раствора β0,5γ и γʹ-фазы β0,5γ′) 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 g-твердого раствора (соответственно 0,35910; 0,35906 и 0,35952 нм), γ′-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 γ-твердого раствора сплава в этих образцах (β0,5γ = 1,28‒1,56 градуса) существенно больше углового уширения рентгеновского синглета γ′-фазы (β0,5γ′ = 0,45‒0,57 градуса), что обусловлено большей химической неоднородностью, присущей γ-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 γ′-фазы в γ-матрице дендритов (рис. 3, а). Выделения эвтектики γ + γʹ 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 – γʹ-фаза в дендрите первого порядка; б – бимодальное распределение дисперсных частиц γʹ-фазы выделения эвтектики γ + γʹ в междендритном участке

 

Что касается частиц γʹ-фазы междендритных областей монокристаллических отливок, то в данном случае полной перекристаллизации γʹ-фазы не произошло (рис. 3, б), т. е. в реальных условиях проведения процесса гомогенизирующего отжига температура отливок, по-видимому, была меньше значения температуры ТSolv γʹ-фазы (1240 °С), характерной для исследуемой композиции сплава. В результате нерастворившиеся при выбранной температуре гомогенизации в небольшом количестве (~5 %) частицы γʹ-фазы, расположенные в окрестности выделений эвтектики γ + γʹ, коагулируют в процессе отжига. После охлаждения распределение частиц γʹ-фазы в γ-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 γ/γʹ-мисфита (до 0,22 %) и уменьшение концентрационной неоднородности γ-твердого раствора, характеризуемой угловым уширением рентгеновского γ-синглета (β0,5γ = 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

 

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 σ0,2 и σв, чем образцы в литом состоянии, несмотря на то, что пластичность, характеризуемая относительным удлинением δ и сужением ψ 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 σв и возрастающую температурную зависимость предела текучести σ0,2. При дальнейшем повышении температуры пределы прочности и текучести сплава ВЖЛ20 значительно уменьшаются. Согласно данным табл. 3, значения относительного удлинения δ и сужения ψ 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 γʹ-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].

 

 

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

σ10

σ100

σ500

σ1000

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-временнóм диапазоне, что обусловлено положительным влиянием на длительную прочность повышенной химической однородности его структуры и большей дисперсностью упрочняющих частиц γʹ-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:

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 γ'-фазы, γ/γʹ-мисфита, температур γʹ-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 γʹ-фазы в γ-матрице междендритных областей значительно крупнее, чем в γ-матрице дендритов первого порядка;
    ‒ выделения карбида МеС на основе монокарбида TiC и эвтектики γ + γʹ располагаются в междендритных областях, где вблизи эвтектики γ + γʹ выделяются дисперсные фазы типа Ме6С, обогащенные хромом и молибденом.
  3. Гомогенизирующий отжиг при температуре γʹ-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), γ/γʹ-мисфит (0,16 и 0,22 % при температуре 20 °С), температуры γʹ-солвус (1240 °С), плавления эвтектики γ + γʹ (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:



  6. Сплав ВЖЛ20 предназначен для изготовления лопаток газотурбинных двигателей со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой.

 

 

 


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
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 γʹ/γ-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 superalloy 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 дифрактометрии // 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: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-41-48.
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.
1. Ospennikova O.G. Strategy of development of hot strength alloys and steels special purpose, protective and heat-protective coverings Aviacionnye materialy i tehnologii, 2012, no. S, pp. 19–36.
2. Bondarenko Yu.A. Trends in the development of high-temperature metal materials and technologies in the production of modern aircraft gas turbine engines. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2019, no. 2 (55), pp. 3–11. DOI: 10.18577 / 2071-9140-2019-0-2-3-11.
3. Kablov E.N. Casting heat-resistant alloys. Mechanical engineering: encyclopedia in 40 vols. Moscow: Mashinostroyenie, 2001, vol. II-3: Non-ferrous metals and alloys. Composite materials, pp. 519−552.
4. Nazarkin R.M., Kolodochkina V.G., Ospennikova O.G., Orlov. M.R. The microstructure modifications of single crystals of Ni-based superalloys in time-tested turbine blades. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2016, no. 4 (45), pp. 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, pp. 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, pp. 1017-1025.
7. Kablov E.N., Ospennikova O.G., Petrushin N.V., Visik E.M. Single-crystal nickel-based superalloy of a new generation with low-density. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 2 (35), pp. 14–25. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-2-14-25.
8. Toloraya V.N., Kablov E.N., Orekhov N.G. Casting technologies for single-crystal turbine blades of GTE and GTU. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2003, no. 1, pp. 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, pp. 19–25.
11. Kablov E.N., Petrushin N.V. Computer-aided design method for casting heat-resistant nickel alloys. Foundry heat-resistant alloys. The effect of S.T. Kishkina. Moscow: Nauka, 2006, pp. 56–78.
12. Gerasimov V.V., Petrushin N.V., Visik E.M. Improvement of casting technology and composition of single crystal blades made of heat-resistant intermetallic alloy. Trudy VIAM, 2015, no. 3, paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: December 21, 2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2015-0-3-1-1.
13. Kablov E.N. Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030». Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 1 (34), pp. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
14. Petrushin N.V., Visik E.M., Elyutin E.S. Improvement of the chemical composition and structure of castable nickel-base superalloy with low density. Part 1. Trudy VIAM, 2021, no. 3 (97), paper no. Available at: http://www.viam-works.ru (date of access: March 15, 2021). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-3-3-15.
15. Zadgenidze I.G. Planning an experiment for the study of multicomponent systems. Moscow: Nauka, 1976, 390 p.
16. Kablov E.N., Petrushin N.V., Parfenovich P.I. Construction of cast heat-resistant nickel alloys with polycrystalline structure. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov, 2018, no. 2 (752), pp. 47–55.
17. Morozova G.I. Regularity of the formation of the chemical composition of γʹ/γ-matrices of multicomponent nickel alloys. Doklady Akademii nauk SSSR, 1991, vol. 320, no. 6, pp. 1413–1416.
18. Morozova G.I. The importance of physicochemical phase analysis technique in the development of aviation metallic material science and creation of Ni-based superalloys. Trudy VIAM, 2016, no. 1 (37), paper no. 7. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: December 10, 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. Dordrecht: CRM, 1986, pp. 935–944.
20. Argence D., Vernault C., Desvallees Y., Fournier D. MC-NG: a 4th generation single-crystal superalloy for future aeronautical turbine blades and vanes. Superalloys. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 2000, pp. 829–837.
21. Visik E.M., Gerasimov V.V., Petrushin N.V., Kolyadov E.V., Filonova E.V. Technological testing of casting of monocrystalline blades from a heat-resistant nickel alloy VZhL20 of low density. Liteyshchik Rossii, 2018, no. 5, pp. 17–22.
22. Toloraya V.N., Kablov E.N., Orekhov N.G., Demonis I.M., Ostroukhova G.A., Chubarova E.N. Methods of obtaining single crystals of nickel heat-resistant alloys. Proceedings of the Mezhdunar. scientific and technical conf. “Scientific ideas of S.T. Kishkina and modern materials science”. Moscow: VIAM, 2006, pp. 270–279.
23. Kuzmina N.A., Pyankova L.A. Control of crystallographic orientation of monocrystalline nickel castings heat-resistant alloys by х-ray diffractometry. Trudy VIAM, 2019, no. 12 (84), paper no. 02. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: August 12, 2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2019-0-12-11-19.
24. Nazarkin R.M. X-ray diffraction techniques for precise determination of lattice constants in Ni-based superalloys: a brief review. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 1 (34), pp. 41–48. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-41-48
25. Kablov E.N., Golubovsky E.R. Heat resistance of nickel alloys. Moscow: Mashinostroenie, 1998, 464 p.
26. Golikov I.N., Maslenkov S.B. Dendritic segregation in steels and alloys. Moscow: Metallurgiya, 1977, 224 p.
27. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006, 372 p.
28. Gabb T.P., Dreshfill R.L. Properties of superalloys. Superalloys II. Heat-resistant materials for aerospace and industrial power plants: in 2 vols. Ed. Ch.T. Sims, N.S. Stoloff, W.C. Hagel. Moscow: Metallurgy, 1995, book 2, pp. 352–371.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.