Введение

При производстве газотурбинных двигателей (ГТД) традиционно используются жаропрочные никелевые сплавы, показывающие высокие характеристики прочности в эксплуатационных условиях. Повышение температурной работоспособности монокристаллических лопаток турбин высокого давления в современных ГТД связано с разработкой и внедрением в производство жаропрочных никелевых сплавов [1].

Для жаропрочных никелевых сплавов предел малоцикловой усталости (МЦУ) в условиях контроля деформации входит в число наиболее значимых механических характеристик [2–5]. Напряженно-деформированное состояние, возникающее при проведении таких испытаний в результате циклического нагружения, часто является близким к тому, что реализуется в процессе эксплуатации реальных изделий. Длительность испытаний на МЦУ составляет порядка 10³–10⁵ циклов нагружения. Результатом обработки экспериментальных данных таких испытаний является определение средних значений предела МЦУ и величины разброса экспериментальных значений. В работах отечественных и зарубежных исследователей [6–11] приводятся результаты испытаний на МЦУ жаропрочных никелевых сплавов.

Кристаллографическая ориентация (КГО) существенно влияет на изменение механических свойств (в том числе характеристик циклической прочности) жаропрочных никелевых сплавов, полученных методом направленной кристаллизации, в связи с этим исследование сопротивления усталостному разрушению образцов с разной КГО представляет научный интерес.

В данной статье проведено исследование МЦУ монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов ВЖМ7 и ВИН3 при «жестком» цикле нагружения. Контролируемым параметром являлась величина деформации рабочей части образца.
В работе определены механические характеристики для трех различных кристаллографических ориентаций сплавов ВЖМ7 и ВИН3: [001], [011], [111]. Испытания проведены при двух эксплуатационных температурах: 500 и 850 °С. Цель работы – исследование влияния температурного и ориентационного факторов на характеристики МЦУ монокристаллических жаропрочных сплавов ВЖМ7 и ВИН3.

Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 2.2. «Квалификация и исследования материалов» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [4, 12].

Материалы и методы

Монокристаллический интерметаллидный жаропрочный сплав на основе никеля ВИН3 относится к сплавам, характеризующимся высокой термической стабильностью структурно-фазового состояния, высокими рабочими температурами, возможностью эксплуатирования в агрессивных окислительных средах, при этом обладающий низкой плотностью и невысокой стоимостью относительно современных никелевых жаропрочных сплавов с содержанием большого количества тугоплавких элементов. Сплав ВИН3 имеет систему легирования Ni–Al–Cr–Mo–Ta, являющуюся более экономичной, чем у современных жаропрочных сплавов, легированных рением и рутением. Поиск состава интерметаллидного сплава ВИН3 производился с помощью метода компьютерного конструирования, который является быстроразвивающимся методом подбора состава сплавов с заданными характеристиками [13]. При определении состава сплава необходимым условием было достижение определенного уровня статической прочности: предел прочности при температуре 1200 °C должен быть не менее 200–250 МПа, предел длительной прочности при температуре 1200 °C на базе 100 ч – не менее 60–70 МПа (для кристаллографической ориентации [001]). Расчетным путем установлено, что для достижения этих значений суммарная концентрация компонентов Al, Cr, Mo, W и Ta в γʹ-фазе должна быть близка к 24%, а предельная суммарная растворимость в γʹ-фазе W, Mo и Ta – близка к 6%.

Полученный в результате компьютерного эксперимента сплав удовлетворял заданным требованиям. В отличие от предыдущих паспортизированных сплавов типа ВКНА, из системы легирования сплава ВИН3 исключен титан и снижено содержание молибдена и хрома, что повысило начальную температуру плавления. Кроме того, для повышения прочности и фазовой стабильности добавили тантал. Монокристаллические заготовки сплава ВИН3 имеют дендритно-ячеистую структуру, состоящую из никелевого твердого раствора в качестве матричной γ-фазы и интерметаллидного соединения Ni₃Al в качестве γʹ-фазы [14, 15]. Соединение Ni₃Al, являющееся основой интерметаллидных сплавов, имеет плотность 7,25 г/см³ и упорядоченную структуру, что позволяет повысить весовую эффективность [16].

На рис. 1 представлена микроструктура сплава ВИН3 с КГО [001] – продемонстрирована дендритно-ячеистая структура и образование эвтектической γʹ-фазы вокруг ветвей дендритов второго порядка (а, б), образование дисперсной γʹ-фазы вблизи выделений эвтектической γʹ-фазы (в, г), микропоры вблизи выделений эвтектической γʹ-фазы (д, е), дисперсные выделения γʹ-фазы в междендритных участках (ж) и осях дендритов первого порядка (з).

Рис. 1. Микроструктура сплава ВИН3 с КГО [001]

Жаропрочный никелевый сплав низкой плотности ВЖМ7 с монокристаллической структурой с повышенными характеристиками прочности и жаропрочности тоже разрабатывался с использованием метода компьютерного моделирования. Для нахождения оптимальной системы легирования использовали следующее условие: суммарное содержание тугоплавких тяжелых металлов (Re, Mo, Ta, W) сведено к минимуму, а содержание легких γʹ-образующих металлов (Al, Ti) повышено. Кроме того, из системы легирования исключили Nb, Hf и V. В качестве основных физико-химических характеристик, которые определяли выбор наиболее приоритетных составов разрабатываемого жаропрочного сплава, приняты температура полного растворения γʹ-фазы в матричном γ-растворе (солвус γʹ), γ/γʹ-мисфит (размерное несоответствие периодов кристаллических решеток γ- и γʹ-фаз), а также температура плавления неравновесной эвтектики (перитектики) γ+γʹ.

Для выплавки жаропрочного сплава ВЖМ7 использовали вакуумную индукционную печь ВИАМ-2002. Выплавку производили по технологии, применяемой для выплавки ренийсодержащих жаропрочных никелевых сплавов.

Полученный жаропрочный никелевый сплав ВЖМ7 имел плотность d=8,371 г/см³ и, согласно проведенному химическому и газовому анализу, содержал легирующие элементы, % (по массе): 6,2Al, 2,6Re, 4Mo, 3,8Та, а также Cr, W, Co, Ti, La; примеси, % (по массе): 0,05C, 0,0006S, 0,0009O, 0,0005N. Определили температуры фазовых превращений: полного растворения γʹ-фазы – Т_п.р=1290 °С, плавления неравновесной эвтектики γ+γʹ – Т_эвт=1312 °С, солидус T_S=1323 °С и ликвидус T_L=1387 °С. Выбранный состав монокристаллического жаропрочного сплава низкой плотности можно назвать оптимальным, о чем свидетельствует хорошая сходимость характеристик, полученных расчетным методом, с экспериментальными результатами [14, 17].

На рис. 2 представлена микроструктура сплава ВЖМ7 с КГО [001] после горячего изостатического прессования и термообработки: а – размеры, форма, распределение γʹ-фазы в матричном γ-растворе; б – выделение наночастиц γʹ-фазы в прослойках γ-твердого раствора; в – частицы γʹ-фазы в γ-твердом растворе.

Рис. 2. Микроструктура сплава ВЖМ7 с КГО [001]

На образцах, у которых отсутствуют визуально наблюдаемые большеугловые границы зерен, проводили контроль КГО. Для определения КГО использовали образцы в виде конусов, вырезанные из заготовки сплава с монокристаллической структурой. Плоскость поперечного среза выбирали такой, что определенный угол к продольной оси заготовки образца соответствовал выбранной ориентации. Для определения КГО образцов использовали метод рентгеноструктурного анализа поперечной поверхности конуса, протравленной для выявления дендритной структуры. Рентгеносъемку проводили с использованием дифрактометра и определяли угловое отклонение заданного аксиального кристаллографического угла к продольной оси конуса. Результаты рентгеносъемки регистрировали в виде дифрактограмм отражений от плоскостей [15, 17].

Всего для испытаний на МЦУ сплавов ВИН3 и ВЖМ7 было изготовлено 232 гладких цилиндрических образца (119 образцов из сплава ВИН3, остальные – из сплава ВЖМ7), имеющих длину рабочей части 15 мм и диаметр рабочей части 5 мм (рис. 3).

Рис. 3. Образец для испытаний на малоцикловую усталость

При проведении испытаний на МЦУ при «жестком» цикле нагружения происходит контроль деформации рабочей части образца. Используется схема одноосного растяжения с заданием характеристик нагружения: закон изменения значений деформации, частота, амплитудные значения деформации, коэффициент асимметрии цикла (отношение минимальной деформации в цикле к максимальной).

Для проведения испытаний использовали сервогидравлическое универсальное испытательное оборудование серии LFV-100 фирмы Walter+Bai. Гидравлическое поджатие образцов происходило с применением захватов, изготовленных из жаропрочного никелевого сплава.

Для осуществления контроля полной деформации в цикле использовали высокотемпературный экстензометр с керамическими стержнями. Стержни перед началом испытаний крепятся непосредственно на образец, что позволяет регистрировать изменение длины рабочей части образца на протяжении всего испытания.

Нагрев до эксплуатационной температуры и ее поддержание осуществляли при помощи муфельных печей STE с трехзонным контролем нагрева рабочей камеры. Наличие нескольких зон нагрева положительно влияет на плавность распределения температурного поля. Трехзонная печь имеет определенную конструкцию, позволяющую подводить щупы экстензометра к рабочей части образца при температурных испытаниях [18].

Более подробно ознакомиться с информацией об устройстве оборудования для испытаний на МЦУ можно в посвященных этому оборудованию работах [18, 19].

Для каждой КГО обоих исследуемых сплавов проведено по две серии испытаний – при эксплуатационных температурах 500 и 850 °С. Серия включала испытания партии из 17–21 образца, которые проводились при контроле полной (сумма упругой и пластической) деформации ε в условиях одноосного растяжения с коэффициентом асимметрии R=0 и частотой нагружения f=0,5 Гц. Нагрузка в цикле изменялась по синусоидальному закону. В качестве задаваемого параметра выбрана амплитуда деформации ε_а, а в качестве критериев завершения испытания – падение напряжения и разрушение образца. Испытания проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 25.502–79.

Результаты и обсуждение

После испытаний проведена обработка их результатов. Зависимость числа циклов до завершения испытания от заданной деформации имеет вид

N=a·ε^b,                                                                (1)

где N – число циклов до разрушения; ε – заданный уровень деформаций; a и b – коэффициенты.

После логарифмирования обеих частей уравнение принимает вид линейной функции:

lgN=lga+b·lgε.                                                          (2)

В результате регрессионного анализа для каждой серии испытаний построена линия средних значений величины lgN, соответствующая пятидесятипроцентной вероятности разрушения (или потери несущей способности) образца. Определены коэффициенты a и b уравнения (2) линии регрессии, среднее квадратическое отклонение (СКО) логарифмов долговечности от линии регрессии и предел МЦУ на базе 10⁴ циклов для каждой серии испытаний. Среднее квадратическое отклонение вычисляли как квадратный корень из условной дисперсии [20]. Результаты испытаний приведены в таблице и представлены на рис. 4. Незакрашенными фигурами на рисунках обозначены образцы, прошедшие базу испытаний и снятые с испытаний до разрушения. Эти образцы не учитывались при построении линии регрессии, т. е. выборки были цензурированы на графиках справа. Предполагалось, что случайная величина lgN распределена по нормальному закону.

Характеристики малоцикловой усталости (МЦУ) образцов жаропрочных никелевых сплавов с различной кристаллографической ориентацией (КГО)

Рис. 4. Кривые усталости для сплавов ВЖМ7 (а, б) и ВИН3 (в, г) с различной кристаллографической ориентацией (КГО) при температуре испытания 500 (а, в) и 850 °С (б, г)

При анализе влияния температуры испытания на характеристики МЦУ обнаружено, что повышение температуры испытаний с 500 до 850 °С для сплава ВЖМ7 привело к снижению пределов МЦУ на 8% – для КГО [001] и на 12% – для КГО [011], к повышению предела МЦУ на 7% – для КГО [111]. Для сплава ВИН3 повышение температуры испытаний с 500 до 850 °С привело к снижению пределов МЦУ на 23% – для КГО [001], на 35% – для КГО [011] и на 37% – для КГО [111]. Анализ СКО показал, что для обоих сплавов температурный уровень 500 °C характеризуется большим разбросом значений относительно среднего, чем температурный уровень 850 °C, и это утверждение справедливо для каждой пары серий испытаний одной и той же КГО одного и того же сплава. Среднее квадратическое отклонение десятичного логарифма количества циклов при температуре 850 °С для сплава ВЖМ7 в среднем меньше на 40%, чем при температуре 500 °С, а для сплава ВИН3 – при 850 °С СКО в среднем меньше на 20%, чем при 500 °C.

Анализируя зависимость предела МЦУ жаропрочных сплавов от КГО, следует отметить, что наибольшей устойчивостью к малоцикловому деформированию обладают сплавы с КГО [001]. Пределы МЦУ сплава ВЖМ7 с КГО [001] значительно превышает пределы МЦУ этого сплава с другими ориентациями – в 1,6–2 раза при температуре 500 °С и в 1,7–1,8 раза при температуре 850 °С. Пределы МЦУ сплава ВИН3 с КГО [001] значительно превышают пределы МЦУ этого сплава с другими ориентациями: в 1,6–2,2 раза при температуре 500 °С и в 1,9–2,7 раза при температуре 850 °С. Для сплавов ВЖМ7 и ВИН3 при обоих температурных уровнях наименьшие значения предела МЦУ демонстрируют образцы от равноосной КГО. У сплава ВЖМ7 с КГО [111] предел МЦУ меньше на 3–25%, чем у этого сплава с КГО [011]. У сплава ВИН3 с КГО [111] предел МЦУ меньше на 42–47%, чем у этого сплава с КГО [011]. Анализ значений СКО показывает, что в данной работе невозможно проследить какую-либо зависимость (связь) между кристаллографической ориентацией сплава и величиной разброса результатов испытаний. Визуализация сопоставления пределов МЦУ для исследуемых сплавов, кристаллографических ориентаций и температур испытаний представлена на рис. 5.

Рис. 5. Сопоставление пределов малоцикловой усталости жаропрочных сплавов ВЖМ7
и ВИН3 с разной кристаллографической ориентацией при температурах испытания 500 и 850 °С

Следует также отметить, что линии средних значений для сплавов ВЖМ7 и ВИН3 с КГО [011] при обоих исследуемых температурных уровнях имеют наименьший угол наклона к оси циклов. Это означает, что при исследовании бо́льших баз, чем N=10⁴ циклов, для рассматриваемых выборок значение предела МЦУ для исследуемых в данной работе сплавов с КГО [011] будет приближаться к значению предела МЦУ этих же сплавов с КГО [001].

Заключения

Для сплавов ВЖМ7 и ВИН3 при обоих исследуемых температурных уровнях (500 и 850 °C) наибольшим пределом МЦУ характеризуется КГО [001], а наименьшим – КГО [111]. Для сплава ВЖМ7 с КГО [001] предел МЦУ на базе 10⁴ циклов при температуре испытания 500 °C – ε_а=0,61%, при температуре испытания 850 °C – ε_а=0,56%. Для сплава ВЖМ3 с КГО [001] предел ограниченной выносливости при температуре испытания 500 °C – ε_а=0,53%; при температуре испытания 850 °C – ε_а=0,41%.

Характеристики МЦУ для сплава ВИН3 менее устойчивы к изменению температуры испытания, чем характеристики МЦУ для сплава ВЖМ7. Повышение температуры испытания с 500 до 850 °С вызывает снижение предела МЦУ сплава ВИН3 на базе 10⁴ циклов на 23; 35 и 37% для КГО [001], [011] и [111] соответственно. Повышение температуры испытания для сплава ВЖМ7 с 500 до 850 °С вызывает снижение предела МЦУ на базе 10⁴ циклов на 8% – для КГО [001], на 12% – для КГО [011], повышение предела МЦУ на 7% – для КГО [111].

Для сплавов ВИН3 и ВЖМ7 с КГО [001], [011], [111] температурный уровень испытаний 500 °C характеризуется значительно (в 1,3–1,7 раза) бо́льшим значением величины СКО для полученных экспериментальных данных логарифма долговечности lgN, чем при уровне температуры 850 °C.