Введение

Жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) – сложнолегированные сплавы с гетерофазной структурой, главными структурными элементами которой являются сложнолегированный никелевый γ-твердый раствор и дисперсные частицы γʹ-фазы на основе упорядоченного интерметаллидного соединения Ni₃Al (сверхструктура L1₂) [1]. Жаропрочные никелевые сплавы предназначены для изготовления ответственных тяжело нагруженных деталей горячего тракта, в том числе рабочих и сопловых лопаток газотурбинных двигателей (ГТД) и установок (ГТУ) [2].

Из жаропрочных сплавов на основе никеля с монокристаллической и направленной структурой наиболее известны следующие сплавы:

– CMSX-2, CMSX-4 и CMSX-10 компании Cannon Muskegon Corporation, США;

– PWA-1480 и PWA-1484 компании Pratt & Whitney, США;

– EPM-102, MX-4 и PWA1497, разработанные фирмами NASA, GE, Pratt & Whitney, США;

– RR-2000 и RR-2060 компании Rolls Royce, США;

– Rene N4, Rene N5 и Rene N6, разработанные фирмой General Electric, США;

– MC2, MC-NG, AM1 и AM3, разработанные компанией ONERA, Франция;

– TMS-75, TMS-138, TMS-162 и TMS-196, разработанные фирмой NIMS and IHI (National Institute for Materials Science), Япония.

В России ведущим разработчиком жаропрочных сплавов на никелевой основе является ФГУП «Всероссийский институт авиационных материалов» ГНЦ. В ВИАМ разработаны:

– оптимизированные по химическому составу сплавы ЖС32У, ЖС6УМ и ВЖЛ20;

– сплавы для монокристаллических лопаток ЖС36 и ЖС40 [3];

– высокорениевый монокристаллический сплав ЖС47 (9% Re), превосходящий по жаропрочности известные монокристаллические ЖНС третьего поколения [2];

– рений-рутенийсодержащие сплавы ВЖМ4 (6% Re, 4% Ru) [4] и ВЖМ6 (6% Re, 5% Ru) [5];

– сплав низкой плотности ВЖМ7 [6].

Из зарубежных сплавов низкой плотности можно выделить LEK94 (фирма MTU, Германия) и LDS-1101 (фирма NASA, США). Сплав N6 по длительной прочности при 1100°С превосходит зарубежные сплавы четвертого поколения (EPM-102, TMS-162) и не уступает сплавам пятого поколения [7].

Для крупногабаритных лопаток разработаны отечественные сплавы ЖСКС1 и ЖСКС2 с монокристаллической структурой [8, 9].

Ввиду высокой стоимости легирующих элементов, составляющих ЖНС, определенное внимание уделяется и разработке технологии производства сплавов с учетом переработки отходов [10, 11].

Процесс получения заготовок со столбчатой структурой обычно носит название технологии направленной кристаллизации, а получения монокристаллических заготовок – технологии монокристаллического литья. В обоих случаях используется метод направленной кристаллизации, разработанный в 1925 г. П. Бриджменом и усовершенствованный Д. Стокбаргером [12]. Монокристаллические сплавы получают либо путем отбора одного кристалла из множества столбчатых частиц, в которых вследствие конкурентного роста формируется аксиальная структура с КГО [001], либо с применением затравочных кристаллов. В качестве затравки служат монокристаллы, зарождающиеся в нижней части тигля при опускании его в более холодную зону печи. Морфология и механизм роста кристаллов с разной ориентацией на примере сплава AM3 показаны в работе [13]. Процесс DWDS основан на вытягивании вверх затравки монокристалла из ванны с расплавом [14].

Способ получения сплава и условия кристаллизации оказывают существенное влияние на структуру и свойства сплава. Морфология поверхности «твердая фаза–жидкость» зависит главным образом от скорости кристаллизации и температурного градиента и определяет структуру кристаллизуемого сплава [15]. При значениях радиального градиента, близких к нулю, фронт кристаллизации макроскопически плоский, растущие дендриты имеют симметричную относительно оси первого порядка структуру «мальтийского креста» [16]. При отклонении от оптимальных режимов изготовления (кристаллизации) и неоптимальном легировании возможно появление дефектов типа струйной ликвации [14], поверхностного пригара [17], рекристаллизации с образованием у поверхности γʹ- и (γ+γʹ)-фаз [18]. В работе [19] описана разработанная исследователями феноменологическая термоупругопластичная модель прогнозирования участков локализации пластичности и термомеханического поведения в процессе кристаллизации монокристаллических сплавов. Для уменьшения глубины рекристаллизованного слоя предложена предварительная термоциклическая обработка, формирующая сетку дислокаций на поверхности (γ/γʹ)-фазы [20]. В работе [21] показано, что в сплавах CMSX-4 и CMSX-6 при кристаллизации методом DWDS наблюдается значительное измельчение частиц по сравнению с методом П. Бриджмена. Размер первичных дендритов при DWSX-процессе составляет ~250 мкм, по методу П. Бриджмена ~550 мкм. Встречаются формирования (γ-γʹ)-эвтектики, средний размер которых составляет ~481–495 мкм² при DWDS-методе и 1377–1619 мкм² по методу П. Бриджмена.

В целом технология получения монокристаллических сплавов достаточно хорошо отработана, усилия исследователей направлены на разработку новых составов ЖНС с применением моделирования структуры.

Целью настоящей работы является обзор последних достижений зарубежных исследователей в области разработки составов монокристаллических сплавов на никелевой основе.

Химические элементы в жаропрочных никелевых сплавах
и их влияние на структуру и свойства

Химические элементы, формирующие структуру и свойства жаропрочного сплава, по характеру упрочняющего влияния разделяют на следующие группы:

– легирующие элементы, такие как Со, Сr, Мо, Re, Ru, образующие широкие области γ-твердых растворов в бинарных сплавах на основе никеля и формирующие γ-фазу;

– легирующие элементы, такие как Al, Та, Ti, образующие в двойных системах на основе никеля интерметаллидные соединения типа Ni₃M, когерентные с γ-матрицей и формирующие преимущественно γʹ-фазу никелевых сплавов;

– легирующие элементы, формирующие карбидные и боридные фазы, располагающиеся преимущественно по границам частиц. Такие элементы, как Сr и Мо, образуют боридные фазы, а Та, Ti и Hf – карбиды типа МС, переходящие в процессе эксплуатации в карбиды типа М₂₃С₆ и М₆С, обогащенные Сr, Мо, W. Распад карбидов проходит по реакции типа MC+γ→М₂₃С₆+γʹ;

– редкоземельные элементы, такие как La и Y, вводимые в сплав с целью повышения стойкости к окислению при высоких температурах.

Кроме того, в зависимости от легирования, условий кристаллизации и термической обработки, а также в процессе эксплуатации в ЖНС могут образовываться нежелательные пластинчатые так называемые топологически плотноупакованные (ТПУ) фазы: µ, σ, Р, R.

Формированию ТПУ фаз способствует повышенное содержание таких элементов, как Сr, Мо, W и Re. Состав ТПУ фаз описывается химической формулой A_xB_y, где A и B переходные металлы:

– состав µ-фазы соответствует соединению A₆B₇ правильной стехиометрии, фаза имеет ромбоэдрическую ячейку, содержащую 13 атомов (например, W₆Co₇, Mo₆Co₇) [22];

– стехиометрический состав σ-фазы соответствует соединению A₂B, она имеет тетрагональную ячейку, содержащую 30 атомов (например, Cr₂Ru, Cr₆₁Co₃₉ и Re₆₇Mo₃₃) [22];

– Р-фаза – соединение с примитивной орторомбической решеткой, состоящей из 56 атомов (например, Cr₁₈Mo₄₂Ni₄₀);

– R-фаза имеет ромбоэдрическую ячейку с 53 атомами (например, Fe₅₂Mn₁₆Mo₃₂).

Ввиду сложной системы легирования процесс конструирования ЖНС характеризуется множеством нюансов и тонкостей. Основные принципы легирования ЖНС сплавов сформулированы следующим образом [22]:

– содержание γʹ-образующих элементов, таких как Al, Ti и Ta, должно быть высоким, чтобы γʹ-фракция составляла ~70%;

– состав сплава необходимо подобрать так, чтобы размерное несоответствие ((γ/γʹ)-мисфит) было небольшим с минимальной поверхностной энергией для предотвращения укрупнения γʹ-фазы;

– содержание упрочняющих элементов, в частности Re, W, Ta, Mo и Ru, должно быть значительным, не допуская формирования ТПУ фаз;

– состав должен быть подобран таким образом, чтобы избежать деградации поверхности при высокой температуре и в среде рабочего газа;

– минимальное содержание вредных примесей: O₂, N₂ <0,001% (по массе) и S <0,0005% (по массе) [1].

Ввиду сложности и взаимосвязанности процессов, протекающих в сплаве в условиях эксплуатации при высокой температуре, разработка новых составов и прогнозирование изменения структуры сплава и ресурса работы изделия являются крайне сложными, не решенными до конца задачами. Разработка составов сплавов проводится экспериментально и с применением методов компьютерного моделирования структуры [23]. Так, для прогнозирования термомеханического поведения монокристаллического сплава успешно применяется модель Cailletaud, использующая кристаллографический подход, включающий уравнения вязкопластичного состояния и переменные изотропного и динамического упрочнения материала [24]. Для прогнозирования долговечности сплава PWA 1484 с учетом ползучести и воздействия среды [25] используют модель Neu и Sehitoglu (N–S), оптимизированную для сплавов, полученных методом направленной кристаллизации. Испытания на распространение трещины проводят по ASTM E647 [26]. Для жаропрочных никелевых сплавов характерно разрушение по плоскости скольжения {111} [27, 28]. В работе [29] учеными установлена значительная локализация деформации в виде полос, которая способствует рекристаллизации сплавов в процессе термомеханического усталостного разрушения. Окончательное разрушение сплава происходит вдоль этих рекристаллизованных полос и сопровождается образованием пор по границам частиц. Процесс разрушения усиливается вследствие окисления сплавов, так как рекристаллизация в обедненной γʹ-частицами зоне под оксидным слоем протекает легче [29]. Выявлена локализация деформации в сплавах CMSX-4 (2,9% Re) в виде двойникования, SCA425 (без Re) – деформационых полос с рафтингом вдоль направления скольжения. Микропоры, двойники и трещины взаимодействуют между собой и также определяют сопротивление сплава термомеханической усталости [30]. Модель для прогнозирования скорости деформации при ползучести разрабатывается методом конечных элементов в среде ANSYS [31]. На основе вязкопластичной модели представления механического поведения монокристаллического материала предложена формулировка, определяющая единственную активную систему скольжения в каждый момент времени без применения дополнительных критериев и ограничений.

При высоких температурах ползучесть способствует деградации (γ/γʹ)-структуры, выраженной в коалесценции γʹ-фазы. Основными факторами, определяющими кинетику распада, являются исходная морфология γʹ-фазы, снижение когерентных напряжений и накопление пластической деформации [32]. Накопленная пластическая деформация и приложенное напряжение ускоряют скорость распада γʹ-фазы при температурах 1200 и 1250°C. Основным параметром, контролирующим увеличение скорости растворения γʹ-фазы, является ослабление когерентной связи поверхности частиц вследствие образования дислокационной сетки. При достижении значения накопленной пластической деформации 0,3% кинетика растворения γʹ-фазы становится невосприимчивой к приложенному напряжению, накопленной пластической деформации и температуре. Для описания процесса деформации при ползучести сплава CMSX-4 в работе [33] использована модель пластичности кристалла, учитывающая плотность дислокаций. В результате моделирования получена зависимость изменения деформации от приложенного напряжения для сплавов с разным объемом γʹ-фазы в γ-матрице с учетом формы частиц γʹ-фазы.

В сплаве DZ125, полученном методом направленной кристаллизации [34], не содержащем рения, на первой стадии ползучести наблюдается коагуляция γʹ-частиц вдоль направления, вертикального к оси нагружения. Механизм деформации в процессе установившейся ползучести заключается в скольжении дислокации в γ-матрице с переползанием по поверхности γʹ-частиц. На поздней стадии ползучести механизм деформации заключается в скольжении дислокации в γ-матрице и сдвиге супердислокаций в направлении по поверхности γʹ-частиц и скольжении по плоскости {111}. Образование и распространение трещин происходит по границе частиц. Введение гафния и углерода способствует образованию карбидов по границе частиц и сдерживанию скольжения дислокаций, повышая сопротивление ползучести. По данным из научно-технической литературы [35] с повышением содержания углерода значительно увеличивается объемная доля и диаметр частиц карбидной фазы. Сопротивление ползучести сначала незначительно возрастает, затем снижается. В структуре сплава после испытания на ползучесть наблюдаются частицы вторичной фазы, в том числе M₂₃C₆, а также крупные частицы µ-фазы иглообразной формы.

Для повышения сопротивления высокотемпературному окислению ЖНС легированы алюминием, содержание которого в сплаве обычно не превышает 6% (по массе) [22]. Сера, неизбежно присутствующая в сплаве в качестве примеси, оказывает значительное влияние на сопротивление окислению сплавов благодаря ее растворимости в оксидных частицах и склонности к сегрегации на поверхности «металл–частица». Предположительно сера разрушает сильную химическую (межмолекулярную и межатомную) связь Ван-дер-Ваальса между частицей алюминия и металлом.

Для повышения стойкости к окислению в состав сплава вводят редкоземельные элементы [36]. Эти элементы увеличивают адгезионную прочность и сопротивление отслаиванию оксидных слоев, повышая стойкость к оксидной и сульфидной коррозии [37].

Иттрий способствует формированию соединения Al₂O₃ и снижает количество NiO, а также повышает когерентность между частицами оксидов и матрицей, уменьшая скалывание частиц оксидов [38]. Кроме того, уменьшается размер частиц оксидов и толщина оксидной пленки [39]. Установлено, что высокой стойкостью к окислению обладает сплав с содержанием иттрия 0,05% (по массе) [40]. При содержании иттрия от 0,05 до 0,43% (по массе) формируется Ni₁₇Y₂-фаза. Дальнейшее повышение доли иттрия в сплаве способствует образованию грубых частиц Ni₃Y, окруженных M₆C и γ-фазой.

При легировании сплава системы Ni–22Cr–14W–Mo лантаном сопротивление окислению значительно повышается [41]: лучшую стойкость при температурах 1000 и 1100°С имеют сплавы, содержащие до 0,087 и 0,026% (по массе) La соответственно. В исследуемых сплавах небольшое количество лантана растворено в матрице. Атомный радиус La (18,77 нм) больше, чем атомный радиус Ni, он первым сегрегирует на окисленную поверхность металла, а затем диффундирует в соответствии с градиентом химического потенциала через оксидную пленку. Результаты рентгеноструктурного анализа показывают, что лантан образует фазу перовскита (LaCrO₃) при 1000°C. Дисперсные частицы LaCrO₃-фазы, располагающиеся по границам частиц, снижают скорость роста оксидов хрома, подавляя диффузию Cr³⁺. При температуре 1100°C интерметаллидная фаза LaNi становится нестабильной и превращается в LaO, который приводит к ускорению процесса диффузии (частиц LaCrO₃ не обнаружено). При совместном легировании иттрием и лантаном их суммарное содержание не должно превышать 0,005–0,08% (по массе) [42].

Наибольшее влияние на длительную прочность никелевых сплавов оказывает рений [43]. Содержание рения в современных жаропрочных сплавах достигает 9–12% (по массе). Изменение свойств сплава в этом случае обусловлено влиянием рения на температуры солидус и γʹ-солвус сплава, а также изменением структурно-фазовых характеристик (период решетки γ- и γʹ-фаз, мисфит, объемная доля γʹ-фазы) [44].

По результатам исследований [45] повышение сопротивления ползучести при высоких температурах связано с формированием скоплений в γ-фазе, препятствующих движению дислокаций. В работе [46] путем моделирования установлено, что горизонтальное перемещение дислокаций зависит от внешней нагрузки, вертикальное – от степени искажения решетки (мисфита). Движение дислокаций проходит путем обмена в ней позиций вакансий. Скорость протекания данных процессов определяется температурой активации перемещения дислокаций по механизму перескока. Введение рения в сплав способствует снижению необходимого потока вакансий и развитию других механизмов диффузии на атомном уровне, требуемых для перескока дислокаций. Растворение рения в никелевой матрице способствует повышению отношения поверхностной энергии γ_s к энергии дефекта упаковки γ_us, снижая хрупкость и повышая пластичность сплава [47]. Согласно расчетным данным на γ_us влияние оказывает Re–Re взаимодействие, а не Re–Ni. Положительное влияние на эффект торможения дислокаций на поверхности (γ/γʹ)-фаз оказывает также сегрегация Re в γ-фазе, где движение дислокаций развивается преимущественно в области третьей стадии ползучести. Рений сегрегирован в γ-фазе, в которой активность большинства дислокаций ограничена при высоких температурах. Результаты моделирования показывают, что формирование скоплений рения в γ-Ni не характерно для системы Ni–Al–Re [48]. Вследствие большой объемной доли γʹ-фазы, при введении 2–3% (по массе) Re в состав сплава, содержание Re в γ-фазе составляет 8–12 (по массе) или 2–4 % (атомн.).

На содержание рения в γ-фазе и мисфит влияет степень легирования сплава титаном [49]. Так, при повышении массовой доли титана с 0 до 1% коэффициент распределения рения (γ/γʹ) изменяется с 7,6 до 20,2 соответственно.

Легирование титаном влияет также на формирование ТПУ фазы. По данным исследований [50] в сплаве, не содержащем титан, после отжига при 1040°С в течение 4 ч образования ТПУ фаз не наблюдается, а при выдержке в течение 600 ч происходит формирование ТПУ фаз игловидной и зернистой формы. Основными элементами ТПУ фазы сплава являются рений и вольфрам. Содержание рения в ТПУ фазе после 800 ч отжига составляет ~20% (по массе), вольфрама 14,2% (по массе). С увеличением продолжительности отжига длительная прочность сплава при 1070°С и напряжении 140 МПа снижается с 520 до 370 ч. При длительном отжиге при 1093°С аналогичного сплава, легированного титаном, наблюдается формирование µ-фазы. Таким образом, дополнительное введение Re с одной стороны сильно замедляет процесс огрубления γʹ-Ni₃Al фазы [51], с другой – легирование рением может влиять на сегрегацию, которая обычно увеличивает искажение решетки, препятствует свободному движению дислокаций в матрицу γ-Ni и способствует перемещению дислокаций путем комбинированного механизма «скольжение–поворот». Деформация становится более однородной, упрочнение γʹ-фазы происходит более эффективно, время до разрушения увеличивается с повышением содержания Re.

Вместе с тем большое содержание рения в сплаве приводит к выделению в структуре хрупких ТПУ фаз [52]. Для стабилизации фазового состава и замедления процесса выделения ТПУ фаз жаропрочные никелевые сплавы дополнительно легируют рутением. Содержание рутения в сплавах составляет 2–6% (по массе). В работе [53] экспериментально установлено, что при высокой температуре выделение ТПУ фазы – ступенчатый процесс, заключающийся в формировании зародышей, обычно σ-фазы, когерентных или полукогерентных поверхностей. При дальнейшей выдержке первичная ТПУ фаза трансформируется во вторичную. Данное превращение сопровождается изменением химического состава и приводит к выделению из γ-матрицы γʹ-фазы, окружающей ТПУ фазу. Введение Ru не меняет механизм превращения и влияет только на кинетику трансформации путем снижения скорости образования и роста ТПУ фазы.

Рений склонен к сегрегации в дендритной фазе вследствие низкой скорости диффузии в Ni матрице. Введение в сплав рутения усиливает сегрегацию рения. Сильная связь между Re и Ru, обусловленная орбитальной d-d-гибридизацией, способствует фиксации положения атомов Re вокруг атомов Ru в γ-фазе [52]. Коэффициент сегрегации Ni, Al и Ru после отжига при температуре 1330°С в течение 20 ч близок к 1. По данным работы [54] в сплаве с 0 и 5,1% (по массе) Ru коэффициент распределения рения составляет 5,5 и 6,71 в оси дендритов и 3,14 и 6,6 – в междендритной области соответственно. Мисфит отрицательный и составляет -0,22 и -0,54 соответственно. Долговечность (средние значения) сплавов при температуре 1100°С и напряжении 140 МПа составляет 73,0 и 176,4 ч. В работе [55] показано, что в сплаве направленной кристаллизации DMD4R4 (на основе DMD4 с добавкой 3,2% (по массе) Ru) рутений не оказывает влияния на сегрегацию рения и других элементов. Легирование Ru приводит к изменению морфологии и объемной доли γʹ-фазы и к повышению долговечности сплава с 354 до 655 ч при температуре 1100°С и напряжении 90 МПа.

Расчетным путем установлено [56], что рений и рутений увеличивают период решетки и снижают модуль упругости, однако модуль сдвига при этом возрастает незначительно. Содержание хрома, молибдена и вольфрама, образующих ТПУ фазы, должно быть ограничено. Так, в работе [57] при исследовании влияния высокотемпературной (1100°C) обработки на структуру сплава установлено, что увеличение содержания Cr и Mo приводит к формированию ТПУ фаз. Содержание элементов в сплаве соответствовало верхнему и нижнему уровню и составляло (в % (по массе)): 7,0–15,0 Co; 3,5–6,0 Cr; 1,0–2,5 Mo; 2,5–4,0 Ru. При высокотемпературной выдержке в сплаве образуются σ-, P- и R-фазы различной морфологии и состава. На тип ТПУ фазы влияет содержание Co, Cr и Mo, влияние Ru – незначительное. Сплавы с высокой концентрацией кобальта склоны к формированию R-фазы. Формирование σ- и Р-фаз наблюдается при низком содержании Co в сплаве, σ-фазы – при более высоком отношении Cr/Mo по сравнению с формированием Р-фазы.

Вольфрам также является упрочняющим элементом, как и замедляющий диффузию твердорастворный атом в решетке никеля, и играет схожую с рением роль, растворяясь в γ-фазе никелевых суперсплавов. Однако ввиду более низкой сегрегации вольфрама его влияние по сравнению с рением менее значительно [58].

Сплавы с пониженным содержанием рения

В настоящее время наметилась тенденция к разработке составов жаропрочных никелевых сплавов, не содержащих рений или легированных им в малом количестве. Массовая доля Re в зарубежных ЖНС, разрабатываемых в последнее время, в основном не превышает 3% (см. таблицу). Это объясняется стремлением к снижению стоимости сплавов и ограниченной доступностью рения. Сохранение высокого значения сопротивления ползучести и окислению при высоких температурах пытаются обеспечить путем оптимизации состава и режимов термической обработки сплава. Так, в работе [59] предлагается монокристаллический сплав LSC-15, не содержащий рений. Заявлено, что высокое значение сопротивления ползучести достигается даже при отсутствии в составе рения вследствие высокого значения искажения решетки сплава(γ/γʹ-мисфит). Исследования ползучести при 1000 и 1050°С показали, что деформация при указанных температурах неодинакова и связано это с различием формирования дислокационной сетки. С повышением температуры формирование сетки дислокаций зависит от уровня напряжений. Наличие межфазных напряжений оказывает влияния на величину мисфита [60].

Химический состав сплавов с пониженным содержанием рения

    ^* Содержание В и С: 0,02 и 0,2% (по массе) соответственно.  

  ^** Суммарное количество (Nb+Ta) при содержании кремния в сплаве 0,03–1% (по массе).

^*** Содержание Ru в сплаве 1–14% (по массе).

Влияние различной морфологии γʹ-фазы низкорениевого сплава, сформированной в процессе старения по разным режимам, также показало, что механизм ползучести зависит от структуры сплава и температуры испытания [61]. При температуре 1100°С и напряжении 137 МПа сетка дислокаций на поверхности γ/γʹ-фазы играет ключевую роль в увеличении стойкости против ползучести. Наибольшее время до разрушения имеют образцы с большим размером частиц γʹ-фазы. При температуре 850°С и напряжении 660 МПа деформационное поведение сплава определяется морфологией γʹ-фазы и шириной каналов γ-фазы. Образцы с малыми частицами γʹ-фазы и узкими каналами
γ-фазы показывают большую стойкость. Повышение долговечности сплава, легированного рением, по сравнению с безрениевым может наблюдаться при более низких значениях напряжения [70]. Так, установлено, что при напряжении выше 160 MПa долговечность нового безрениевого сплава NKH71 ниже, чем классического ренийсодержащего сплава CMSX-4. Однако при снижении напряжения (

В сплавах, не содержащих рений, функцию твердорастворного упрочнения γ-матрицы выполняют другие элементы. Так, в безрениевом сплаве, разработанном на основе сплава CMSX-4, данную функцию выполняет вольфрам [62], растворенный не только в γ-матрице, но и в γʹ-фазе. Состав сплава подобран таким образом, что содержание вольфрама в γ-матрице значительно выше, чем в γʹ-фазе. Низкорениевый CMSX-8 и безрениевый CMSX-7 сплавы также показывают хорошие результаты при испытании на ползучесть и малоцикловую усталость [63]. Сплав CMSX-8 по характеристикам прочности и ползучести при 1100°С аналогичен сплаву CMSX-4 и обладает хорошей по результатам испытаний малоцикловой усталостью. Сплав CMSX-7 имеет лучшие характеристики по сравнению со свойствами сплавов первого поколения Rene N5 (3% (по массе) Re) и Rene N515 (1,5% (по массе) Re).

Влияние элементов на структуру, свойства и пределы легирования сплава при пониженном содержании в нем рения описывается в патенте японской компании IHI Corporation [64]. Данные соотношения компонентов характерны и для сплавов компании Cannon-muskegon corporation (США) [68, 69]. Максимальное содержание элементов подбирается таким образом, чтобы предотвратить выделение нежелательных фаз. Сплав подвергают термической обработке на твердый раствор с последующим старением [64]:

– термообработка на твердый раствор при температурах 1300–1340°C с выдержкой до 10 ч;

– старение двухстадийное: при 1000–1150°С в течение 3–5 ч и 800–950°С, 15–20 ч.

Сплав заявленного состава обладает более высокой прочностью при ползучести по сравнению с прочностью сплавов CMSX-4, Rene N5 и PWA1484, содержащих 3% (по массе) Re.

Кобальт входит в состав твердого раствора и частично в состав γʹ-фазы, снижает растворимость алюминия в сплавах, повышая количество γʹ-фазы, способствует выделению тонкодисперсной γʹ-фазы при термообработке. Для исключения вероятности выделения вредных фаз содержание кобальта в сплаве не должно превышать 9,9% (по массе). В сплавах, используемых для изготовления деталей газовых турбин, с целью повышения их коррозионной стойкости и предела ползучести [65] содержание хрома может быть повышено до 20% (по массе). Кобальт можно исключить из состава сплава при повышении содержания тантала и ниобия в сплаве [66]. Стойкость к окислению обеспечивается при строгом соблюдении значения параметра окисления (OP≥130), который зависит от химического состава и определяется по формуле: OP=5,5(Cr)+15,0(1+2,0(Si))(Al). В сплавах с высоким содержанием Re и Ru [69] параметр окисления (ОР≥108) рассчитывается по формуле: OP=5,5(Cr)+15,0(Al)+9,5(Hf).

Хром наряду с гафнием и алюминием повышает стойкость сплава к окислению и коррозии при высоких температурах. При содержании хрома в сплаве >10% (по массе) выделение γʹ-фазы подавляется и возможно формирование σ- и µ-фаз. Для предотвращения локального плавления, содержание гафния, сегрегирующегося на границе частиц, не должно превышать 0,3% (по массе). Предпочтительное содержание алюминия в сплаве 5,2–7,0% (по массе). При увеличении массовой доли Al образуется большое количество грубой эвтектической γʹ-фазы.

Содержание молибдена в сплаве не должно превышать 4% (по массе), а вольфрама и тантала – не более 11 и 9% (по массе) соответственно.

Выводы

В настоящее время наблюдается тенденция к разработке сплавов, содержащих небольшое количество рения. При этом поддержание жаропрочности сплава на том же уровне или незначительное ее снижение обеспечивают путем оптимизации состава сплава, варьируя содержание вольфрама, тантала, молибдена и других элементов.

Введение в состав сплава редкоземельных элементов способствует повышению стойкости сплава к высокотемпературной окислительной коррозии. Содержание редкоземельных элементов обычно не превышает 0,08% (по массе). Образование интерметаллидных соединений РЗМ с никелем не желательно.