Введение

В предисловии к русскому изданию книги «Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок» академик Р.Е. Шалин обращает внимание специалистов на то, что «разработка жаропрочных сплавов на основе интерметаллидов TiAl, Ti₃Al и NiAl, Ni₃Al остается одним из перспективных направлений, не реализованным в полной мере» [1]. К настоящему времени в НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ разработана серия высокотемпературных конструкционных литейных сплавов на основе интерметаллида Ni₃Al марок ВКНА и ВИН. Основанием для создания данных сплавов послужили уникальные свойства соединения Ni₃Al: упорядоченная структура L1₂, сохраняющая степень дальнего порядка вплоть до температуры плавления 1390 °С; высокий модуль упругости (173ГПа); высокое сопротивление окислению благодаря защитному действию пленки Al₂O₃; относительно низкая плотность (7,50 г/см³)[2]. Перечисленные характеристики интерметаллида явились предпосылками для разработки высокотемпературных жаропрочных сплавов, необходимых для повышения мощности модернизируемых и перспективных авиационных двигателей и наземных газотурбинных установок [3–8].

Выбор интерметаллидного сплава для авиационных газотурбинных двигателей и наземных газотурбинных установок обусловлен их конструктивными особенностями и прогнозируемым ресурсом работы. Для повышения мощности перспективных авиационных двигателей необходимы высокотемпературные жаропрочные сплавы, сохраняющие высокую усталостную долговечность во всем диапазоне рабочих температур. Как правило, это интерметаллидные сплавы с монокристаллической структурой с кристаллографической ориентацией (КГО) [001] и [111] для охлаждаемых и неохлаждаемых турбинных лопаток соответственно. Для наземных газотурбинных установок, когда турбинные лопатки испытывают только статические нагрузки, целесообразно использовать экономнолегированные интерметаллидные сплавы с поликристаллической структурой. Технологический процесс равноосного литья по выплавляемым моделям заготовок деталей турбинных двигателей отработан на предприятиях отрасли с высоким выходом годного [9–21].

С целью повышения эксплуатационного ресурса сопловых лопаток турбины компрессора перспективного вертолетного двигателя исследованы интерметаллидный сплав ВИН4М, изготовленный по ресурсосберегающей технологии, и влияние многослойного теплозащитного покрытия на микроструктурный, фазовый состав и длительную прочность сплава.

Материалы и методы

Исследован литейный интерметаллидный сплав ВИН4М системы Ni₃Al–Cr–Mo–W–Ti–Ta–Re–Co–C–La–Hf–Zr–Y–(Nd+Pr+Er) [22]. Выплавку прутковой (шихтовой) заготовки проводили вакуумным индукционным методом с использованием 50 % отходов [23]. При расчете химического состава интерметаллидной композиции данной системы использовали формулу баланса легирования, учитывая, что применяли кондиционные отходы этого же сплава. Средняя электронная концентрация (Е_ср) учитывает количество валентных электронов на единицу атомной массы композиции:

где Е_ср – средняя электронная концентрация, эл/ат.; е_i – концентрация валентных электронов элемента; a_i – атомное процентное содержание элемента.

Стабильное существование γʹ-фазы гарантировано при предельном насыщении легирующими элементами и содержании алюминия 8,0–9,0 % (по массе). Высокий уровень длительной прочности интерметаллидных сплавов на основе соединения Ni₃Al в диапазоне температур 1000–1200 °С обеспечивается при Е_ср = 8,37–8,40 эл/ат. [24]. Термостабильность микроструктуры и фазового состава определяется балансом легирования:

ΔE = ΣE_iC_i – (0,036ΣA_iC_i + 6,28);

–0,02 < ΔE ≤ 0,02;

8,25 < Ē ≤ 8,37,

где C_i – концентрация i-го химического элемента в составе композиции сплава; A_i – атомная масса i-го элемента; E_i – количество валентных электронов i-го химического элемента; Ē – среднее значение электронной концентрации композиции сплава; ΔE – величина, определяющая дисбаланс легирования.

Диапазон отклонений ΔE учитывает погрешность химического анализа сплавов. При этом несоблюдение указанных условий может стать причиной фазовой нестабильности сплава:

‒ при ΔE < –0,02 повышается вероятность выделения топологически плотноупакованных фаз, что приводит к обеднению γʹ/γ-фаз тугоплавкими легирующими элементами в процессе воздействия термических и/или циклических температурно-силовых нагрузок;

‒ при ΔE > +0,02 происходят недостаточное упрочнение твердого раствора и возможное образование соединений на основе Ni₃Ti, Ni₃Nb и карбидов [25].

Отливку заготовок под образцы проводили методом направленной кристаллизации на промышленной установке типа УВНК-9А, для создания в заготовках монокристаллической структуры [001] применяли затравки из сплава системы Ni–W с КГО [001] [26–29].

Высокотемпературную газостатическую обработку проводили в газостате «Квинтус-16», имеющем молибденовый двухзонный нагреватель с горячей зоной размером Ø200×600 мм. Термическую обработку осуществляли в камерных электропечах сопротивления типа СЭВ-5.5 и СГВ 2.4.2/15И2, предназначенных для заготовок и изделий из жаропрочных сплавов на никелевой и интерметаллидной основах при температуре до 1250 °С в среде азота или аргона с возможностью термообработки в воздушной среде при температуре до 1300 °С; отклонение от заданной температуры в рабочем пространстве печи не должно превышать ±5 °С. Вакуумную термическую обработку проводили в камерной вакуумной электропечи сопротивления типа ЭСКВЭ-2.4.2/16М7, обеспечивающей давление ≤0,04 Па (3·10^–4 мм рт. ст.); неравномерность распределения температурного поля рабочего пространства печи не должна превышать ±5 °С [30–32].

Жаростойкое двухслойное покрытие на основе никелевого (СДП-42) и алюминиевого (ВСДП-16) сплавов наносили на сплав ВИН4М ионно-плазменным методом на установке плазменного газотермического напыления типа AMT MP200, термобарьерный керамический слой многослойного теплозащитного покрытия – методом атмосферного плазменного напыления на установке МАП-2 [33–35].

Микроструктуру заготовок под образцы исследовали в литом состоянии, после термической обработки, совмещенной с горячим изостатическим прессованием (ПТО), и после длительных высокотемпературных испытаний с помощью растрового электронного микроскопа, оснащенного энергодисперсионным спектрометром [36]. Определены морфология γ′-фазы, состояние эвтектических фаз и наличие неметаллических включений на основе редкоземельных металлов.

Качественный и количественный микрорентгеноспектральный анализ проведен на установке «Суперпроб-733» с использованием энергодисперсионного микроанализатора. Качественный анализ регистрируемых микроанализатором элементов проводят в диапазоне от В (атомный номер Z = 5) до U (Z = 92), количественный анализ – от Na (Z = 11) до U (Z = 92). Локальность анализа составляет 1 мкм², глубина 1 мкм. При расчете состава фаз определяли среднее значение 10–15 измерений различных частиц исследуемой фазы [25]. Коэффициенты ликвации легирующих элементов рассчитывали по формуле

K_л = C_о.д/С_м.д,

где K_л – коэффициент ликвации легирующего элемента; C_о.д и С_м.д – концентрации легирующего элемента в осях дендритов и междендритных пространствах соответственно (ММ 1.595-17-155–2002).

Испытания на длительную прочность проводили по стандартной методике согласно ГОСТ 10145–81.

Количественный металлографический анализ пор на поверхности шлифов проводили в соответствии с ММ 1.595.17-321–2007. Съемку изображений вели с помощью цифровой камеры (3 мегапикселя). Анализировали 25 наихудших полей зрения при увеличении ×200. Площадь кадра составила 558,9 мкм × 558,9 мкм = 312369,21 мкм² = 0,3 мм², площадь анализа 0,3 мм² × 25 = 7,5 мм².

Результаты и обсуждение

Микроструктура интерметаллидного монокристаллического сплава ВИН4М с КГО [001] в литом состоянии и после ПТО имеет дендритно-ячеистое строение (рис. 1, а, г). Оси дендритов и междендритные участки состоят из частиц g¢-фазы, разделенной тонкими прослойками γ-твердого раствора. В осях дендритов частицы γ′-фазы меньше, чем в междендритных участках, и имеют огранку, близкую к кубоидной (рис. 1, в, е), что характерно для КГО [001]. В междендритных участках наряду с частицами γ′-фазы неправильной формы и разного размера расположены глобули эвтектической γ′-фазы, между которыми наблюдаются выделения неравновесной эвтектики (γ′ + β) (рис. 1, б). В результате ПТО в междендритных участках β-фаза полностью растворяется (рис. 1, д), кубоидные частицы γ′-фазы заметно укрупняются (рис. 1, е).

Рис. 1. Микроструктура интерметаллидного сплава ВИН4М в литом состоянии (а–в) и после термической обработки, совмещенной с горячим изостатическим прессованием (г–е): дендритно-ячеистое строение (а, г), выделения неравновесной эвтектики (γ′+ β) (б, д) и оси I порядка (в, е)

Микрорентгеноспектральный анализ образцов интерметаллидного монокристаллического сплава ВИН4М с КГО [001] в литом состоянии и после ПТО подтвердил дендритное строение материала с наблюдающейся ликвацией легирующих элементов: оси дендритов обогащены вольфрамом, рением и кобальтом, междендритные области – алюминием, титаном, танталом, хромом и молибденом. Наиболее сильно ликвируют вольфрам (K_л = 1,7) и титан (K_л = 0,6). Определен локальный состав материала образцов из сплава ВИН4М в литом состоянии и после ПТО (табл. 1).

Таблица 1

Локальный состав материала образцов из сплава ВИН4М в литом состоянии и после

термической обработки, совмещенной с горячим изостатическим прессованием (ПТО),

и коэффициент ликвации легирующих элементов (K_л)

После ПТО химический состав сплава выравнивается, склонность к ликвации снижается. Коэффициенты ликвации легирующих элементов стремятся к 1: для вольфрама изменяются от 1,7 до 1,2–1,3, титана – от 0,6 до 0,9–1,0, тантала – от 0,7–0,8 до 0,9–1,0, рения – от 1,5 до 1,3–1,4, молибдена – от 0,6–0,7 до 0,9.

Микроструктурный анализ показал, что состав монокристаллического сплава ВИН4М с КГО [001] становится более однородным. Фаза на основе Mo, W и Re сохраняется, но ее количество заметно снижается (рис. 2, б, д). Количество β-фазы заметно уменьшается (рис. 2, в, е). Состав эвтектических g- и g¢-фаз практически не изменяется. Во всех образцах наблюдаются неметаллические включения на основе редкоземельных металлов (лантан, неодим, иттрий, эрбий), содержащие элементы сплава (никель, кобальт, хром). В ходе ПТО неметаллические включения сохраняются в материале и не претерпевают изменений формы (рис. 2, б, д).

Рис. 2. Микроструктура и участки электронно-зондового микроанализа интерметаллидного сплава ВИН4М в литом состоянии (а–в) и после термической обработки, совмещенной с горячим изостатическим прессованием (г–е): 1 – центр оси дендрита (а, г); 2 – междендритное пространство (б, д); 3 – эвтектическая γ′-фаза (б, д); 4 – эвтектическая γ-фаза (в, д); 5 – β-фаза
(б, в, е); 6 – α-(Mo, W, Re)-фаза (б); Н – неметаллические включения (б, д, е)

Для снижения количества неметаллических включений опробована выплавка интерметаллидного конструкционного сплава ВИН4М с использованием 50 % кондиционных отходов этого же сплава. Заготовки под образцы, отлитые методом направленной кристаллизации с использованием затравок из сплава системы Ni–W с КГО [001], и после ПТО исследованы методом электронно-зондового микроанализа. Анализ четырех образцов показал отсутствие неметаллических включений (рис. 3).

Для повышения рабочих характеристик деталей газотурбинных двигателей, эксплуатируемых при высоких температурах, используют жаростойкие и теплозащитные покрытия (ТЗП). Применение в конструкции покрытия термобарьерного керамического слоя является наиболее распространенным способом увеличения ресурса деталей горячей части современных газотурбинных двигателей. Защитный эффект таких покрытий обеспечивается благодаря керамическому слою ТЗП, который при рабочих температурах имеет теплопроводность 2–4 Вт/(м∙К), что существенно ниже теплопроводности материала, на который нанесено покрытие (≥(18–20) Вт/(м∙К)). На практике при наличии интенсивного теплоотвода от основного материала по керамическому слою ТЗП толщиной 70–200 мкм происходит перепад температур до 50–150 °С в зависимости от коэффициента теплопроводности керамического слоя, что приводит к снижению температуры на поверхности жаростойкого слоя и продлевает срок службы ТЗП.

Применение ТЗП на сопловых лопатках турбины компрессора вертолетного двигателя ВК-650В из сплава ВИН4М обеспечит рабочую температуру 1150 °С (длительно) с забросами до 1200 °C (кратковременно) за счет термобарьерного эффекта керамического слоя. Таким образом, целесообразно проведение сравнительных испытаний на длительную прочность при требуемых рабочих температурах для оценки жаропрочности интерметаллидного конструкционного сплава без покрытия и с многослойным теплозащитным покрытием СДП-42 + ВСДП-16 + керамический слой ТЗП ZrO₂–7 % Y₂O₃ (табл. 2). 

Рис. 3. Микроструктура и участки электронно-зондового микроанализа интерметаллидного сплава ВИН4М с использованием 50 % кондиционных отходов после термической обработки, совмещенной с горячим изостатическим прессованием: 1 – центр оси дендрита (а, в, д, ж);
2 – междендритное пространство (б, г, е, з); 3 – эвтектическая γ′-фаза (б, г, е, з); 4 – эвтектическая γ-фаза (б, г, е, з); 5 – β-фаза (б, г, е); 6 – α-(Mo, W, Re)-фаза (б, г, е, з)

Таблица 2

Средние значения пределов длительной прочности образцов из сплава ВИН4М

Установлено, что покрытие незначительно ухудшает показатели длительной прочности образцов из сплава ВИН4М в основном на больших базах испытания, обеспечивая при этом защиту лопаток соплового аппарата и образцов-свидетелей при температуре 1150 °C на базе 500 ч (поверхностная плотность образцов с покрытием после 200 ч изменилась в среднем на 38,0 г/м², без покрытия – на 115,0 г/м²). Покрытие можно наносить на лопатки соплового аппарата двигателя ВК-650В из интерметаллидного сплава ВИН4М.

Рис. 4. Микроструктура образцов интерметаллидного сплава ВИН4М без покрытия (а–в,
ж–и, н–п) и с покрытием (г–е, к–м, р–т) после испытаний на длительную прочность в различных условиях

Проведен микроструктурный анализ образцов сплава ВИН4М после длительных испытаний при температурах 1150, 1200 и 1250 °С методом растровой электронной микроскопии на шлифах, вырезанных из цилиндрической рабочей части вдоль оси нагружения, вблизи места разрушения. Показано, что все образцы имеют дендритное строение, в междендритных участках присутствуют поры (рис. 4, а, г, ж, к, н, р). В рабочей части исследованных образцов под воздействием температуры и напряжения произошло уширение прослоек γ-твердого раствора. В осях дендритов I порядка толщина прослоек g-твердого раствора меньше, чем в междендритной области (рис. 4, б, д, з, л, о, с). Во всех образцах присутствуют избыточные фазы различной формы (рис. 4, б, в, д, е, и, л, о, с, т), у излома наблюдается слой, состоящий из вторичных частиц γ′-фазы (рис. 4, в, е, и, м, п, т). Можно отметить идентичное влияние на микроструктуру образцов с покрытием и без покрытия температуры и напряжения при одинаковой температуре (рис. 4, з, л, о, с). Только различное приложенное напряжение и, соответственно, время до разрушения по-разному влияют на структуру. Так, например, при температуре 1150 °С на образце без покрытия, испытанном при σ = 40 МПа в течение 422 ч, наблюдается фрагментация первичной γ′-фазы. На образце с покрытием, испытанном при σ = 50 МПа в течение 95 ч, зафиксировано только уширение прослоек γ′-твердого раствора и выделение вторичной γ′-фазы (рис. 4, б, д). Таким образом, микроструктура образцов сплава ВИН4М с покрытием и без покрытия после длительных испытаний при рабочих температурах 1150 и 1200 °С и при забросе температуры до 1250 °С изменяется аналогично и только толщина жаростойкого слоя несущественно влияет на показатели жаропрочности (табл. 2).

Проведено технологическое опробование интерметаллидного сплава ВИН4М в качестве монокристаллической с КГО [001] конструкции сопловой лопатки турбины компрессора вертолетного двигателя ВК650-В в производственных условиях. Получен положительный результат с выходом годного >75 % требуемой ориентации с отклонением <10 градусов (рис. 5).

Рис. 5. Рентгенограмма образца стартового конуса отливки сопловой лопатки из сплава ВИН4М, полученная с помощью аппарата ДРОН-4

Оптический количественный анализ образца после ПТО на 25 полях зрения показал, что микропористость по всему сечению отливки сопловой лопатки <0,1 %, что соответствует требованиям к отливкам, получаемым методом направленной кристаллизации (рис. 6, табл. 3).

Рис. 6. Поля зрения (×200) с наибольшим количеством пор на входной (а), выходной (б) кромках, корыте (в) и спинке сопловой лопатки (г)

Таблица 3

Результаты количественного анализа пор в отливке сопловой лопатки из сплава ВИН4М

Заключения

При создании интерметаллидного конструкционного сплава системы Ni₃Al–Cr–Mo–W–Ti–Ta–Re–Co–C–La–Hf–Zr–Y–(Nd+Pr+Er) химический состав рассчитан с использованием формулы баланса легирования с целью обеспечения термостабильного структурного и фазового составов.

Установлено, что после ПТО химический состав интерметаллидного конструкционного сплава выравнивается, склонность к ликвации легирующих элементов снижается, сплав приобретает более однородную структуру.

Методом микрорентгеноспектрального анализа в составе конструкционного сплава при выплавке на чистых шихтовых материалах обнаружены неметаллические включения на основе редкоземельных металлов (лантан, неодим, иттрий, эрбий), содержащие никель, кобальт, хром.

При выплавке с использованием 50 % кондиционных отходов монокристаллические образцы сплава с КГО [001], изготовленные методом направленной кристаллизации с использованием затравок из сплава системы Ni–W заданной КГО и прошедшие ПТО, не содержали неметаллические включения, что подтверждено результатами электронно-зондового микроанализа.

Интерметаллидный сплав на основе никеля проявил высокую технологичность при отливке в производственных условиях монокристаллических заготовок сопловых лопаток с КГО [001] вертолетного двигателя ВК650-В с высоким выходом годного (>75 %) требуемой ориентации с отклонением <10 градусов и низкой микропористостью (<0,1 %).

Многослойное теплозащитное покрытие, состоящее из жаростойкого покрытия СДП-42 + ВСДП-16 и керамического слоя, незначительно ухудшает показатели длительной прочности сплава. Однако при наличии покрытия происходит снижение температуры на полотне сопловой лопатки и повышение жаростойкости, что благоприятно отражается на ресурсе работы.

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ в рамках реализации комплексной научной проблемы 7.3. «Интерметаллидные никелевые сплавы и композиционные материалы на их основе» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [37].

Благодарности

Авторы статьи выражают благодарность сотрудникам НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ, принявшим участие в проведении исследований. Сплав выплавлен под руководством А.В. Горюнова, монокристаллические отливки получены под руководством к.т.н. Е.М. Висик, жаростойкие и теплозащитные покрытия нанесены на образцы и отливки сопловых лопаток под руководством Н.И. Артеменко, оптический количественный анализ сечения отливки сопловой лопатки проведен Н.А. Лонской.