Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2021-0-3-3-15
УДК 669.017.165:669.018.44
Н. В. Петрушин, Е. М. Висик, Е. С. Елютин
УСОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ СОСТАВА И СТРУКТУРЫ ЛИТЕЙНОГО ЖАРОПРОЧНОГО НИКЕЛЕВОГО СПЛАВА С МАЛОЙ ПЛОТНОСТЬЮ. Часть 1

Рассмотрены тенденции развития жаропрочных никелевых сплавов для литья лопаток газотурбинных авиационных двигателей. С использованием метода математического планирования эксперимента исследована долговечность поликристаллических жаропрочных никелевых сплавов типа ВЖЛ12У с переменным содержанием легирующих элементов W, Mo, Cr, Co, Ti, Nb, Hf и С при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа. По результатам исследований построены концентрационные регрессионные модели долговечности и установлено влияние гафния на температуры γ'-солвус, плавления эвтектики γ+γ', солидус и начала кристаллизации сплавов типа ВЖЛ12У.

Ключевые слова: литейные жаропрочные никелевые сплавы, математическое планирование эксперимента, долговечность, длительная прочность, плотность, фазовые превращения, castable nickel-base superalloys, mathematical planning of the experiment, durability, long-term strength, density, phase transformations.

Введение

В настоящее время в промышленности для литья поликристаллических лопаток газотурбинных двигателей используется несколько марок жаропрочных никелевых сплавов с малой плотностью (d<8,2 г/см3): отечественные сплавы ВЖЛ12У, ВЖЛ12Э, ЖС6К и зарубежные сплавы IN-100, IN-731, IN-713LC и др. [1–3]. Сплавы данного типа имеют традиционную многокомпонентную систему легирования (табл. 1) и гетерофазную микроструктуру, представляющую собой никелевый γ-твердый раствор, упрочненный частицами γ'-фазы на основе интерметаллического соединения Ni3Al в количестве 50–60% (по массе) и монокарбидами (МеС) на основе титана, ниобия или тантала в количестве 1,5–2% (по массе). Для упрочнения границ зерен в сплавы введены микродобавки бора и циркония. Некоторые свойства литейных поликристаллических жаропрочных никелевых сплавов с малой плотностью приведены в табл. 2 [1–5].

 

Таблица 1

Химический состав литейных поликристаллических жаропрочных никелевых сплавов

Сплав

Содержание элементов, % (по массе)

C

Cr

Ti

Mo

W

Nb

Al

Co

V

Другие

ВЖЛ12У

0,17

9,5

4,5

3,1

1,4

0,75

5,3

14,0

0,7

0,04 Zr, 0,035 B,

0,02 Ce

ВЖЛ12Э

0,17

9,5

2,85

3,1

1,4

0,75

5,3

9,5

0,7

0,04 Zr, 0,035 B,

0,02 Ce

ЖС6К

0,16

11,3

2,4

4,0

5,0

5,5

4,5

0,04 Zr, 0,02 B,

0,02 Ce

IN-100

0,18

10,0

4,7

3,0

5,5

15,0

1,0

0,06 Zr, 0,014 B

IN-713LC

0,05

12,0

0,6

4,5

2,0

5,9

0,1 Zr, 0,01 B

IN-731

0,18

9,5

4,6

2,5

5,5

10,0

1,0

0,06 Zr, 0,015 B

 

Таблица 2

Свойства литейных поликристаллических жаропрочных никелевых сплавов

равноосной кристаллизации

Сплав

Плотность

d, г/см3

 

Температура испытания

Т, °С

σв

σ0,2

δ, %

Длительная прочность , МПа, при продолжительности

испытания τ, ч

МПа

100

1000

ВЖЛ12У

7,93

20

1000

850

10

800

980

805

7

520

410

900

780

640

7

300

200

1000

530

400

9

140

85

1050

400

265

8

ВЖЛ12Э

7,85

20

950

775

12,5

800

980

805

9,0

520

410

900

745

685

8,5

300

200

1000

505

455

11,0

140

85

1050

385

325

9,5

IN-100

7,7

21

1018

850

9

760

1070

860

7

625

515

870

885

695

6

380

255

980

565

370

6

170

105

1093

380

240

62

IN-713LC

8,0

21

895

750

8

760

955

760

6

550

415

871

750

580

14

295

205

982

470

285

20

140

90

IN-731

7,7

21

835

725

7

760

915

775

5

871

750

610

4

982

525

360

7

105

Проблема повышения характеристик жаропрочности этого класса материалов, как правило, решается двумя путями: применением направленной кристаллизации и совершенствованием химического состава сплавов с учетом особенностей формирования структуры при направленной кристаллизации отливок.

С точки зрения сопротивления высокотемпературной ползучести наиболее слабыми элементами структуры жаропрочных никелевых сплавов равноосной кристаллизации являются границы зерен. Разрушение в процессе высокотемпературной ползучести сплавов с такой структурой происходит по межзеренным границам, ориентированным перпендикулярно действующему растягивающему напряжению [6]. Именно это обстоятельство позволило сделать вывод о возможности значительного повышения длительной прочности жаропрочных сплавов благодаря «удалению» из структуры материала отливок поперечных составляющих границ зерен или их полному исключению [2]. Данная цель достигнута с использованием технологии направленной кристаллизации, позволившей сформировать в отливках из жаропрочных никелевых сплавов структуру, состоящую из столбчатых зерен, границы которых ориентированы вдоль направления действия растягивающих напряжений в лопатках, и тем самым повысить их служебные характеристики [7–9].

Вначале для направленной кристаллизации использовали жаропрочные никелевые сплавы с традиционной системой легирования, разработанные для литья лопаток с равноосной структурой зерен с небольшой корректировкой химического состава, связанной с дополнительным введением гафния (Hf), – сплавы марок IN-713+Hf, MAR-M200+Hf, ЖС6Ф и др. [2, 10]. Назначение гафния – устранение пластинчатой формы монокарбидов, подавление карбидных реакций типа γ=>γ'+Ме23С6/Mе6C по границам столбчатых зерен и предотвращение зернограничного проскальзывания при охлаждении после кристаллизации отливок сложной формы [11].

С дальнейшим развитием технологии направленной кристаллизации стало возможным получение отливок с монокристаллической структурой заданной кристаллографической ориентации [8, 12–16]. Результаты исследований механических свойств отливок монокристаллов из жаропрочных сплавов с традиционной системой легирования показали, что их прочностные характеристики почти не отличаются от характеристик прочности отливок со столбчатой структурой зерен [10–13]. К материалам, из которых изготавливают лопатки газовых турбин с направленной (столбчатой) структурой зерен и монокристаллической структурой, относятся жаропрочные никелевые сплавы марок ЖС26, ЖС26У, ЖС32 [1, 4, 17, 18], MAR-M200+Hf, MAR-M247 [2, 5] и др. Свойства некоторых из этих сплавов приведены в табл. 3.

Отсутствие в монокристаллах большеугловых границ зерен позволило исключить из состава сплавов легирующие элементы – упрочнители границ зерен (C, B, Zr и Hf), значительно повысить прочностные характеристики монокристаллов и в результате разработать несколько поколений жаропрочных никелевых сплавов специально для литья монокристаллических лопаток газовых турбин [19–26]. Монокристаллические сплавы первого поколения содержат традиционный комплекс легирующих элементов: Al, Ti, Cr, Mo, W, Co, Ta и Nb. В состав жаропрочных сплавов второго и третьего поколений вводят легирующий элемент рений (Re) в количестве 2–4 и 5–6% (по массе) соответственно. К четвертому и пятому поколениям относятся ренийсодержащие жаропрочные никелевые сплавы, дополнительно легированные рутением (Ru) в количестве 2–6% (по массе). Рений относится к остродефицитным и дорогостоящим металлам – увеличение его содержания в жаропрочных сплавах приводит к резкому возрастанию их плотности и стоимости. Поэтому большое внимание уделяется разработке экономнолегированных рением монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов [27, 28]. Одной из важнейших задач создания такого типа сплавов является снижение их плотности [29]. Из достижений в этой области следует отметить создание безуглеродистых монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов марок ВЖМ7 [30–32], LEK94 [33] и LDS-1101 [34]. Их химический состав и физико-механические свойства приведены в табл. 4 и 5. Как следует из данных, представленных в табл. 5, рассматриваемые сплавы имеют достаточно высокие показатели длительной прочности. Однако недостатком сплавов этого класса является их высокая стоимость вследствие наличия в составе дорогостоящего элемента Re.

 

Таблица 3

Свойства жаропрочных никелевых сплавов направленной кристаллизации

Сплав

Плотностьd, г/см3

Температура испытания Т, °С

σв

σ0,2

d, %

Длительная прочность , МПа, при продолжительности

испытания τ, ч

МПа

100

1000

Столбчатая структура зерен

ЖС26

8,64

20

910

775

16

900

863

824

21

380

255

1000

677

500

20

185

105

MAR-M247

8,5

20

1035

825

8

870

825

550

6

455

305

980

550

345

10

185

125

Монокристаллическая структура [001]

ЖС26

8,64

20

965

885

20

900

945

900

13

405

255

1000

660

620

27

190

110

MAR-M247

8,5

20

1085

855

12

870

950

710

13

325

980

125

 

Таблица 4

Химический состав монокристаллических жаропрочных

никелевых сплавов с малой плотностью

Сплав

Содержание элементов, % (по массе)

Al

Ta

Ti

Re

Mo

Cr

Co

W

Hf

LEK94

6,5

2,3

1,0

2,45

2,0

6,1

7,5

3,35

0,1

ВЖМ7

6,0–6,5

3,0–4,0

0,8–1,6

2,0–3,0

3,5–4,5

5,0–6,0

6,0–8,5

1,5–3,1

LDS-1101

6,0

6,25

2,95

7,1

4,7

9,85

 

Таблица 5

Физико-механические свойства монокристаллических жаропрочных

никелевых сплавов с малой плотностью [31]

Сплав

Плотность

d, г/см3

ТSolv

TS

TL

Длительная прочность, МПа

                             

°C

при продолжительности испытания τ, ч

100

1000

100

1000

ВЖМ7

8,39

1279

1323

1367

430

290

220

140

LEK94

8,27

1303

1345

1406

410

265

200

130

LDS-1101

8,57

1310

1330

1411

420

300

240

150

Примечание:ТSolv – температура полного растворения γ′-фазы в матричном γ-твердом растворе
(γ'-солвус); TS – температура солидус; TL – температура ликвидус.

Известно, что при литье монокристаллических лопаток газовых турбин трудно избежать образования такого ростового дефекта структуры, как малоугловые субзерна [35]. Особенно это относится к литью большеразмерных лопаток. Поэтому важной задачей является разработка сплавов пониженной плотности специального легирования для литья монокристаллических большеразмерных лопаток газовых турбин. С целью упрочнения неизбежно присутствующих в структуре отливок таких лопаток малоугловых границ полезно легировать сплавы небольшими добавками углерода (до 0,05% (по массе)) и бора (до 0,005% (по массе)) [36, 37].

Цель данной работы (часть 1) – экспериментальное исследование долговечности при испытании на длительную прочность поликристаллических литейных жаропрочных никелевых сплавов типа ВЖЛ12У с переменным содержанием легирующих элементов (W, Mo, Cr, Co, Ti, Nb, Hf и С), построение концентрационных регрессионных моделей долговечности и выбор системы легирования для конструирования литейного жаропрочного никелевого сплава малой плотности (не более 8,1 кг/см3) с повышенными прочностными характеристикам для производства лопаток газовых турбин со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой (о сконструированном сплаве – в части 2 данной статьи).

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 их переработки на период до 2030 года» [38]).

 

Материалы и методы

Для экспериментальных исследований с целью получения регрессионных концентрационных моделей долговечности в вакуумной индукционной печи выплавлены две группы никелевых сплавов типа ВЖЛ12У системы легирования Ni‒Al‒Cr–Mo‒W‒Co‒Ti‒Nb‒Hf‒V‒С (сплавы содержали также небольшие добавки Zr, B, Ce и La): первая группа – это сплавы с переменным содержанием легирующих элементов W, Mo, Cr и Co, а вторая – с переменным содержанием таких легирующих элементов, как Ti, Nb, Hf и C. Следует отметить, что одной из причин использования гафния в качестве легирующего элемента исследуемых сплавов является его известная способность уменьшать температурный интервал кристаллизации литейных жаропрочных никелевых сплавов и тем самым улучшать технологичность при литье лопаток газовых турбин [39]. После повторного вакуумного переплава из выплавленных сплавов методом равноосной кристаллизации отливали цилиндрические заготовки (диаметром 16 мм и длиной 70 мм) с равноосной структурой зерен, из которых изготавливали образцы для испытаний на длительную прочность.

Концентрации переменных легирующих элементов (переменные факторы) в сплавах задавали в соответствии с матрицей плана эксперимента индекса B4 [40], первые 16 строк которого являются опытами плана полного факторного эксперимента (ПФЭ) второго порядка типа 2n, где n – количество переменных факторов. Их содержание варьировали в следующих пределах, % (по массе): 1,0 и 3,0 – для W; 1,2 и 2,6 – для Mo; 7,0 и 9,0 – для Cr; 10,0 и 13,5 – для Co; 3,5 и 4,5 – для Ti; 1,0 и 3,0 – для Nb; 0,4 и 1,2 – для Hf и 0,1 и 0,2 – для C.

В табл. 6 и 7 представлены матрицы планов экспериментов индекса B4 с расчетным содержанием переменных легирующих элементов.

Таблица 6

Матрица плана и долговечность экспериментальных сплавов типа ВЖЛ12У

с поликристаллической равноосной структурой, содержащих W, Mo, Cr и Co

Условный номер сплава

Содержание элементов, % (по массе)

(матрица плана эксперимента)

Долговечность при испытании на длительную

прочность , ч

W

Mo

Cr

Co

1

1,0

1,2

7,0

10,0

7,6

2

3,0

1,2

7,0

10,0

15,4

3

1,0

2,6

7,0

10,0

30,5

4

3,0

2,6

7,0

10,0

53,2

5

1,0

1,2

9,0

10,0

20,5

6

3,0

1,2

9,0

10,0

2,3

7

1,0

2,6

9,0

10,0

23,4

8

3,0

2,6

9,0

10,0

34,4

9

1,0

1,2

7,0

13,5

30,3

10

3,0

1,2

7,0

13,5

32,1

11

1,0

2,6

7,0

13,5

48,4

12

3,0

2,6

7,0

13,5

81,5

13

1,0

1,2

9,0

13,5

20,3

14

3,0

1,2

9,0

13,5

23,6

15

1,0

2,6

9,0

13,5

39,8

16

3,0

2,6

9,0

13,5

49,1

17

1,0

1,9

8,0

11,75

13,6

18

3,0

1,9

8,0

11,75

26,0

19

2,0

1,2

8,0

11,75

6,4

20

2,0

2,6

8,0

11,75

35,3

21

2,0

1,9

7,0

11,75

14,7

22

2,0

1,9

9,0

11,75

11,7

23

2,0

1,9

8,0

10,0

33,4

24

2,0

1,9

8,0

13,5

32,3

25

2,0

1,9

8,0

11,75

12,4

Дисперсия воспроизводимости Š2

53

Примечания:

1.  ‒ долговечность при испытании на длительную прочность при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа; приведены средние значения долговечности по результатам испытаний трех образцов каждого сплава.

2. Сплавы содержали также, % (по массе): 5,4 Al; 4 Ti; 1,0 Nb и 0,15 C, а также V, Zr, Ce и La.

 

Испытания литых поликристаллических образцов (с длиной рабочей части 25 мм и диаметром 5 мм) на длительную прочность проводили в соответствии с ГОСТ 10145–81 при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа с определением времени до разрушения (долговечности).

Обработку данных, полученных по результатам испытаний на длительную прочность, выполняли методом множественной линейной регрессии с элементами парных взаимодействий и квадратичных членов на основе уравнения вида

                                         (1)

где функция откликаyk соответствует долговечности; b0, bi, bij и bii – коэффициенты регрессии; ,  – концентрации i-го и j-го элементов в сплаве.

Таблица 7

Матрица плана и долговечность экспериментальных сплавов типа ВЖЛ12У

с поликристаллической равноосной структурой, содержащих Ti, Nb, Hf и C

Условный номер сплава

Содержание элементов, % (по массе) 

(матрица плана эксперимента)

Долговечность при испытании на длительную прочность , ч

Ti

Nb

Hf

C

1

3,5

1,0

0,4

0,1

34,0

2

4,5

1,0

0,4

0,1

33,2

3

3,5

3,0

0,4

0,1

20,2

4

4,5

3,0

0,4

0,1

9,1

5

3,5

1,0

1,2

0,1

62,4

6

4,5

1,0

1,2

0,1

36,5

7

3,5

3,0

1,2

0,1

31,5

8

4,5

3,0

1,2

0,1

7,5

9

3,5

1,0

0,4

0,2

39,5

10

4,5

1,0

0,4

0,2

47,8

11

3,5

3,0

0,4

0,2

28,3

12

4,5

3,0

0,4

0,2

20,5

13

3,5

1,0

1,2

0,2

40,6

14

4,5

1,0

1,2

0,2

51,5

15

3,5

3,0

1,2

0,2

30,8

16

4,5

3,0

1,2

0,2

15,9

17

3,5

2,0

0,8

0,15

45,7

18

4,5

2,0

0,8

0,15

43,5

19

4,0

1,0

0,8

0,15

38,2

20

4,0

3,0

0,8

0,15

18,6

21

4,0

2,0

0,4

0,15

36,6

22

4,0

2,0

1,2

0,15

47,0

23

4,0

2,0

0,8

0,1

33,7

24

4,0

2,0

0,8

0,2

45,5

25

4,0

2,0

0,8

0,15

48,0

Дисперсия воспроизводимости

39

Примечания: 1. ‒ долговечность при испытании на длительную прочность при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа; приведены средние значения долговечности по результатам испытаний трех образцов каждого сплава.

2. Сплавы содержали также, % (по массе): 5,4 Al; 1,0 W; 2,6 Mo; 8 Cr и 10 Co, а также V, Zr, B, Ce и La.

 

Температуры фазовых превращений в сплавах, к которым относятся температуры полного растворения γ'-фазы в матричном γ-твердом растворе (γ'-солвус), плавления эвтектики γ+γ', солидус и начала кристаллизации, определяли методом дифференциального термического анализа на установке ВДТА-8М (образцы диаметром 7 и длиной 7 мм нагревали с постоянной скоростью 20 °С/мин в атмосфере гелия).

 

Результаты и обсуждение

Концентрационная зависимость долговечности

В табл. 6 и 7 приведены полученные экспериментальные значения долговечности поликристаллических образцов всех сплавов типа ВЖЛ12У с равноосной структурой (усредненные по 3 образцам каждого сплава) при испытании на длительную прочность при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа, а также дисперсии воспроизводимости средних значений долговечности образцов этих сплавов для всех опытов В4.

В результате статистической обработки экспериментальных данных получены концентрационные зависимости долговечности сплавов типа ВЖЛ12У с равноосной структурой в виде следующих регрессионных уравнений (моделей):

 

где  ‒ долговечность (время до разрушения) при испытании на длительную прочность при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа; Xi ‒ концентрации i-элементов (W, Mo, Cr, Co, Ti, Nb, Hf и C), % (по массе). Среднеквадратические отклонения Š экспериментальных значений долговечности от вычисленных по моделям (2) и (3) составляют 6,7 и 7,7 ч соответственно.

 

Из модели (2) следует, что вольфрам и молибден во всей исследованной области концентраций оказывают положительное влияние на долговечность сплавов типа ВЖЛ12У. Вольфрам и молибден являются эффективными γ-стабилизирующими элементами, их коэффициенты распределения между γ'- и γ-фазами <1. Следовательно, повышенная концентрация вольфрама и молибдена в γ-твердом растворе приводит к более значительному увеличению периода кристаллической решетки γ-фазы, чем γ'-фазы. Соответственно, повышается γ/γ'-мисфит, который является важным структурным параметром, поскольку определяет эффективность дисперсионного упрочнения жаропрочных никелевых сплавов, а также термическую стабильность γ/γ'-микроструктуры при высоких температурах. Установлено, что чем больше абсолютная величина мисфита (период решетки γ-фазы больше периода решетки γ'-фазы), тем более высокое сопротивление высокотемпературной ползучести, оказываемое литейными жаропрочными никелевыми сплавами [41].

Следует отметить важные особенности влияния хрома и кобальта на долговечность сплавов типа ВЖЛ12У. Во-первых, согласно прогнозным оценкам по модели (2), положительный эффект легирования вольфрамом уменьшается при увеличении содержания хрома в сплаве. Во-вторых, при концентрациях хрома в сплаве >8% (по массе) влияние хрома на долговечность исследованных сплавов становится отрицательным (кривая 1*, рис. 1). Уменьшение долговечности сплавов типа ВЖЛ12У с повышенным содержанием хрома, по-видимому, обусловлено изменением соотношения объемных долей γ′- и γ-фаз в сторону увеличения доли γ-фазы из-за частичного растворения γ′-фазы, а также уменьшением степени упорядоченности структуры γ′-фазы [42].

Влияние кобальта на долговечность сплавов типа ВЖЛ12У также неоднозначно. Минимальные значения долговечности показывают сплавы при содержании кобальта, равном 11–12% (по массе) (кривая 2, рис. 1). При более низком или более высоком содержании кобальта в сплаве его долговечность возрастает. Закономерность влияния кобальта на долговечность может быть объяснена его сложным воздействием на структурно-фазовое состояние многокомпонентных жаропрочных сплавов, содержащих значительную долю (55–60 % (по массе)) γ'-фазы [42], к которым относятся сплавы типа ВЖЛ12У. Кобальт, как и хром, является γ-стабилизирующим элементом – его бóльшая часть растворена в γ-твердом растворе, остальная часть входит в состав γ'-фазы,

* Здесь и далее при расчетах по моделям (2) и (3) концентрации других легирующих элементов задавали равными их средним значениям в сплаве марки ВЖЛ12У.

замещая собой никель; при этом не изменяются ни количество γ'-фазы, ни содержание в

ней остальных элементов. Однако введение в многокомпонентные жаропрочные сплавы кобальта в количестве до 8–10% (по массе) понижает температуру полного растворения γ′-фазы, характеризующую термическую стабильность γ/γ'-микроструктуры сплавов [43] и, следовательно, их долговечность. В то же время при увеличении содержания кобальта до 15% (по массе) количество γ'-фазы в сплаве возрастает до 67% (по массе) [44], что способствует возрастанию долговечности сплава.

 

 

Рис. 1. Влияние хрома (1) и кобальта (2) на долговечность сплавов типа ВЖЛ12У при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа при расчете по модели (2)

 

Анализ регрессионной модели (3) и зависимостей, построенных на ее основе и представленных на рис. 2, показывает, что при увеличении содержания легирующих элементов Ti, Nb и C в пределах исследованной области концентраций долговечность сплавов типа ВЖЛ12У уменьшается, а повышение содержания Hf приводит к увеличению долговечности сплавов этого типа.

 

 

Рис. 2. Уровни долговечности (τ) сплавов типа ВЖЛ12У при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа в зависимости от содержания ниобия и титана (а), а также ниобия и гафния (б) при расчете по модели (3)

 

Эффект положительного влияния гафния на долговечность исследованных сплавов, по-видимому, обусловлен изменением пластинчатой морфологической формы частиц МеС на основе титана и ниобия [(Ti, Nb)C] в результате образования глобулярных частиц более стабильного монокарбида – на основе титана, ниобия и гафния [(Ti, Nb, Hf)C]. В результате характеристики пластичности сплавов с гафнием повышаются, способствуя увеличению их долговечности. Кроме того, увеличению долговечности также способствует (будет показано далее) более высокая температура полного растворения γ'-фазы в сплавах с добавками гафния.

Можно полагать, что установленное снижение долговечности сплавов с повышением содержания титана и ниобия, очевидно, связано с наличием в их структуре, как это видно на рис. 3, значительного количества крупных эвтектических выделений γ'-фазы, отрицательно влияющих на жаропрочные свойства никелевых сплавов [45].

 

 

Рис. 3. Неравновесные выделения эвтектики γ+γ' в сплавах типа ВЖЛ12У с различным содержанием титана и ниобия, % (по массе): 3,5 Ti и 1,0 Nb (а); 4,5 Ti и 3,0 Nb (б)

 

Фазовые превращения в сплавах с гафнием

Результаты дифференциального термического анализа исследуемых сплавов типа ВЖЛ12У с различным содержанием гафния представлены на рис. 4.

 

 

Рис. 4. Влияние гафния на температуры полного растворения γ'-фазы (1; солвус γ'), плавления эвтектики γ+γ' (2), солидус (3) и начала кристаллизации (4) жаропрочных сплавов типа ВЖЛ12У

 

Как следует из данных, представленных на рис. 4, в пределах исследованных концентраций гафний существенно повышает температуру γ'-солвус (TSolv) и незначительно понижает температуры солидус (TS) и начала кристаллизации (Тн.кр) сплавов типа ВЖЛ12У. Температура плавления эвтектики γ+γ' (Тэвт) и температурный интервал кристаллизации (ΔТ=Тн.кр-TS) не зависят от содержания гафния в исследованных сплавах. Однако такой важный технологический параметр, как температурный интервал термообработки на твердый раствор ΔТТО=(Тэвт-TSolv) («окно» термообработки), при увеличении концентрации гафния существенным образом уменьшается. Следовательно, технологически обеспечить проведение гомогенизации γ-твердого раствора сплавов типа ВЖЛ12У с гафнием без риска оплавления
не представляется возможным.

 

Заключения

На основе результатов экспериментальных исследований построены регрессионные концентрационные модели долговечности  литейных жаропрочных никелевых сплавов типа ВЖЛ12У с равноосной структурой системы легирования Ni‒Al‒Cr‒Mo‒W–Co‒Ti‒Nb‒Hf‒V‒С.

Долговечность сплавов типа ВЖЛ12У при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа повышается при увеличении содержания W, Mo, Hf и понижается при увеличении содержания Ti, Nb, C в исследованной области концентраций элементов. Положительный эффект легирования вольфрамом снижается при повышенном содержании в сплаве хрома. При содержании хрома в сплаве >8% (по массе) долговечность уменьшается.

Легирование сплавов типа ВЖЛ12У гафнием приводит к повышению температуры γ'-солвус и снижению температур солидус и начала кристаллизации. Температура плавления эвтектики γ+γ' и температурный интервал кристаллизации не зависят от содержания гафния в исследованных сплавах.

Для достижения максимально высокого уровня характеристик длительной прочности и приемлемой технологичности при термической обработке поиск состава литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью для лопаток газовых турбин со столбчатой и монокристаллической структурой следует проводить в системе легирования Ni–Al–Cr–Mo–W–Co–Ti–Nb–V–С.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. 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.
2. 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.
3. Логунов А.В. Жаропрочные никелевые сплавы для лопаток и дисков газовых турбин. Рыбинск: Газотурбинные технологии, 2017. 854 с.
4. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение, 1998. 464 с.
5. Donachie M.J., Donachie S.J. Selection of superalloys for design // Mechanical Engineeres Handbook. 3rd ed. John Wiley & Sons. Inc., 2006. Vol. 1. P. 287–334.
6. Кишкин С.Т., Поляк Э.В. Кинетика разрушения жаропрочных сплавов в процессе ползучести // Создание, исследование и применение жаропрочных сплавов: избранные труды. М.: Наука, 2006. С. 92–105.
7. Степанов В.М., Кишкин С.Т., Чумаков В.А., Чубаров В.Г., Демонис И.М. Прогрессивные методы точного литья лопаток ГТД // Создание, исследование и применение жаропрочных сплавов: избранные труды. М.: Наука, 2006. С. 304–310.
8. Литые лопатки газотурбинных двигателей. Сплавы, технологии, покрытия / под ред. Е.Н. Каблова. 2-е изд. М.: Наука, 2006. 632 с.
9. Каблов Е.Н., Ечин А.Б., Бондаренко Ю.А. История развития технологии направленной кристаллизации и оборудования для литья лопаток газотурбинных двигателей // Труды ВИАМ. 2020. №3 (87). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 06.11.2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2020-0-3-3-12.
10. Кишкин С.Т., Соболев Г.И., Степанов В.М. и др. Жаропрочный сплав ЖС6-Ф-НК // Создание, исследование и применение жаропрочных сплавов: избранные труды. М.: Наука, 2006. С. 277–281.
11. Росс И.В., Симс Ч.Т. Сплавы на основе никеля // 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. 1. С. 128–174.
12. Glenny R.J., Northwood J.E., Burwood-Smith A. Materials for gas turbines // International Metallurgical Reviews. 1975. Vol. 20. P. 1–28.
13. Quested P.N., Osgerby S. Mechanical properties of conventionally cast, directionally solidified, and single-crystal superalloys // Materials Science and Technology. 1986. Vol. 2. P. 461–475.
14. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б., Толорайя В.Н., Гаврилин О.С. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов. М.: Машиностроение, 1997. 336 с.
15. Каблов Е.Н., Толорайя В.Н., Орехов Н.Г. Монокристаллические никелевые ренийсодержащие сплавы для турбинных лопаток ГТД // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. №7. С. 7‒11.
16. Герасимов В.В. От монокристаллических неохлаждаемых лопаток к лопаткам турбин с проникающим (транспирационным) охлаждением, изготовленным по аддитивным технологиям (обзор по технологии литья монокристаллических лопаток ГТД) // Труды ВИАМ. 2016. №10 (46). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 06.11.2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2016-0-10-1-1.
17. Литейный сплав на основе никеля: пат. RU 722330C; заявл. 29.12.78; опубл. 30.11.94.
18. Сплав на основе никеля: пат. RU 1412342C; заявл. 02.12.86; опубл. 30.11.94.
19. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой. Часть 1 // Материаловедение. 1997. №4. С. 32–39.
20. Хоппин Дж. С., Дейнези У.П. Будущее 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. 325–344.
21. Erickson G.L., Harris K. DS and SX superalloys for industrial gas turbines // Proceedings of a Conference held in Liège. Kluwer Academic Publishers, 1994. Part II: Materials for Advanced Power Engineering. P. 1055–1074.
22. Erickson G.L. A new third generation single crystal casting superalloys // Journal of Metals. 1995. Vol. 47. No. 4. P. 36–39.
23. Walston S., Cetel A., MacKay R. et al. Joint development of a fourth generation single crystal superalloy // Superalloys 2004. Minerals, Metals & Materials Society, 2004. P. 15–24.
24. Koizumi Y., Kobayashi T., Yokokawa T. et al. Development of next-generation Ni-base single crystal superalloys // Superalloys 2004. Minerals, Metals & Materials Society, 2004. P. 35–43.
25. Шеин Е.А. Тенденции в области легирования и микролегирования жаропрочных монокристаллических сплавов на основе никеля (обзор) // Труды ВИАМ. 2016. №3 (39). Ст. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 10.11.2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2016-0-3-2-2.
26. Петрушин Н.В., Оспенникова О.Г., Светлов И.Л. Монокристаллические жаропрочные никелевые сплавы для турбинных лопаток перспективных ГТД // Авиационные материалы и технологии. 2017. №S. С. 72–103. DOI: 10.185 77/2071-9140-2017-0-S-72-103.
27. Wahl J.B., Harris K. New single crystal superalloys, CMSX-7 and CMSX-8 // Superalloys 2012. Minerals, Metals & Materials Society, 2012. P. 179–188.
28. Li J.R., Liu S.Z., Wang X.G. et al. Development of a low-cost third generation single crystal superalloy DD9 // Superalloys 2016. Minerals, Metals & Materials Society, 2016. P. 57–63.
29. Оспенникова О.Г. Тенденции создания жаропрочных никелевых сплавов низкой плотности с поликристаллической и монокристаллической структурой (обзор) // Авиационные материалы и технологии. 2016. №1 (40). С. 3–19. DOI: 10.18577/2071-9140-2016-0-1-3-19.
30. Жаропрочный сплав на никелевой основе для монокристаллического литья: пат. RU 2439184C1; заявл. 05.10.10; опубл. 10.01.12.
31. Петрушин Н.В., Оспенникова О.Г., Висик Е.М., Рассохина Л.И., Тимофеева О.Б. Жаропрочные никелевые сплавы низкой плотности // Литейное производство. 2012. №6. С. 5−11.
32. 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.
33. Nickel-Basislegierung für die gießtechnische Herstellung einkristallin erstarrter Bauteile: pat. DE 10100790C2; filed 15.12.01; publ. 18.07.02.
34. Low density, high creep resistant single crystal superalloy for turbine airfoils: pat. US 7261783; filed 22.09.04; publ. 28.08.07.
35. Каблов Е.Н., Толорайя В.Н., Остроухова Г.А. Ростовая структура монокристаллических отливок из никелевых жаропрочных сплавов // Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. М.: Наука, 2006. С. 219–245.
36. Ross E.W., O’Hara K.S. RENE N4: A first generation single crystal turbine airfoil with improved oxidation resistance, low angle boundary strength and superior long time rupture strength // Superalloys 1996. Minerals, Metals & Materials Society, 1996. P. 19–25.
37. Кулешова Е.А., Глезер Г.М., Петрушин Н.В. Влияние параметров структуры на служебные характеристики литейных высокожаропрочных никелевых сплавов // Тр. Междунар. науч.-техн. конф. «Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение» (г. Москва, 25–26 апр. 2006 г.). М.: ВИАМ, 2006. С. 200–211.
38. 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.
39. Луковкин А.И., Панкратов В.А., Петрушин Н.В. и др. Влияние циркония и гафния на длительную прочность и трещиноустойчивость никелевых сплавов с повышенным содержанием вольфрама // Авиационная промышленность. 1984. №12. С. 53–56.
40. Должанский Ю.М., Строганов Г.Б., Шалин Р.Е. Оптимизация свойств машиностроительных материалов с использованием ЭВМ. М.: Изд-во МО СССР, 1980. 395 с.
41. Петрушин Н.В., Игнатова И.А., Логунов А.В. и др. Исследование размерного несоответствия периодов кристаллических решеток γ- и γʹ-фаз на характеристики жаропрочности дисперсионно-твердеющих никелевых сплавов // Известия АН СССР. Сер.: Металлы. 1981. №6. С. 153–159.
42. Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова М.Н. и др. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1978. 336 с.
43. Петрушин Н.В., Логунов А.В., Кишкин С.Т. и др. Исследование закономерностей изменения физико-механических свойств и структурной стабильности никелевых жаропрочных сплавов // Авиационные материалы. М.: ВИАМ, 1983. Вып.: Теплофизические исследования жаропрочных сплавов и теплозащитных покрытий. С. 17‒30.
44. Морозова Г.И. Физико-химический фазовый анализ в исследовании жаропрочных никелевых сплавов // Труды Междунар. науч.-техн. конф. «Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение» (г. Москва, 25–26 апр. 2006 г.). М.: ВИАМ, 2006. С. 160–168.
45. Бокштейн С.З., Игнатова И.А., Болберова Е.В., Кишкин С.Т., Разумовский И.М. Влияние несоответствия параметров решеток фаз на диффузионную проницаемость межфазных границ // Физика металлов и металловедение. 1985. Т. 59. Вып. 5. С. 936–942.
1. 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.
2. Gabb T.P., Dreshfill R.L. Properties of superalloys. Superalloys II. Heat-resistant materials for aerospace and industrial power plants: in 2 books Moscow: Metallurgy, 1995, book 2, pp. 352–371.
3. Logunov A.V. High-temperature nickel alloys for gas turbine blades and discs. Rybinsk: Gazoturbinnyye tekhnologii, 2017, 854 p.
4. Kablov E.N., Golubovsky E.R. Heat resistance of nickel alloys. Moscow: Mashinostroenie, 1998, 464 p.
5. Donachie M.J., Donachie S.J. Selection of superalloys for design. Mechanical Engineeres Handbook. 3rd ed. John Wiley & Sons. Inc, 2006. vol. 1. pp. 287−334.
6. Kishkin S.T., Polyak E.V. Kinetics of fracture of high-temperature alloys during creep. Creation, research and application of heat-resistant alloys: selected works. Moscow: Nauka, 2006, pp. 92–105.
7. Stepanov V.M., Kishkin S.T., Chumakov V.A., Chubarov V.G., Demonis I.M. Progressive methods of precision casting of GTE blades. Creation, research and application of heat-resistant alloys: selected works. Moscow: Nauka, 2006. pp. 304–310.
8. Cast blades of gas turbine engines. Alloys, technologies, coatings. Ed. E.N. Kablov. 2nd ed. Moscow: Nauka, 2006, 632 p.
9. Kablov E.N., Echin A.B., Bondarenko Yu.A. History of development of directional crys-tallization technology and equipment for casting blades of gas turbine engines. Trudy VIAM, 2020, no. 3 (87), paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: November 6, 2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2020-0-3-3-12.
10. Kishkin S.T., Sobolev G.I., Stepanov V.M. et al. Heat-resistant alloy ZhS6-F-NK. Creation, research and application of heat-resistant alloys: selected works. Moscow: Nauka, 2006, pp. 277–281.
11. Ross I.V., Sims Ch.T. Nickel-based alloys. Superalloys II. Heat-resistant materials for aerospace and industrial power plants: in 2 books. Moscow: Metallurgiya, 1995, book. 1, pp. 128–174.
12. Glenny R. J., Northwood J. E., Burwood-Smith A. Materials for gas turbines. International Metallurgical Reviews, 1975, vol. 20, pp. 1–28.
13. Quested P.N., Osgerby S. Mechanical properties of conventionally cast, directionally solidified, and single-crystal superalloys. Materials Science and Technology, 1986, vol. 2, pp. 461–475.
14. Shalin R.E., Svetlov I.L., Kachanov E.B., Toloraya V.N., Gavrilin O.S. Single crystals of nickel heat-resistant alloys. Moscow: Mashinostroenie, 1997, 336 p.
15. Kablov E.N., Toloraia V.N., Orekhov N.G. Monocrystalline nickel rhenium-containing alloys for turbine blades of gas turbine engines. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov, 2002, no. 7, pp. 7-11.
16. Gerasimov V.V. From single-crystal uncooled blades to turbines blades with penetration (transpiration) cooling made by additive technologies (review on technology of single-crystal GTE bladescasting). Trudy VIAM, 2016, no. 10, paper no. 1. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: November 6, 2020). DOI: 10.18577/2307-6046-2016-0-10-1-1.
17. Casting alloy based on nickel: pat. RU 722330 C; filed 29.12.78; publ. 30.11.94.
18. Nickel-based alloy: pat. RU 1412342 C; filed 02.12.86; publ. 30.11.94.
19. Kablov E.N., Svetlov I.L., Petrushin N.V. Nickel high-temperature alloys for casting blades with directional and monocrystalline structure. Part 1. Materialovedenie, 1997, no. 4, pp. 32–39.
20. Hoppin J.S., Deinesi W.P. The future of superalloys. Superalloys II. Heat-resistant materials for aerospace and industrial power plants: in 2 books. Moscow: Metallurgiya, 1995, book 2, pp. 325–344.
21. Erickson G.L., Harris K. DS and SX superalloys for industrial gas turbines. Proceedings of a Conference held in Liège. Kluwer Academic Publishers, 1994, part II: Materials for Advanced Power Engineering, pp. 1055–1074.
22. Erickson G.L. A new third generation single crystal casting superalloys. Journal of Metals, 1995, vol. 47, no. 4, pp. 36–39.
23. Walston S., Cetel A., MacKay R. et al. Joint development of a fourth generation single crystal superalloy. Superalloys 2004. Minerals, Metals & Materials Society, 2004, pp. 15–24.
24. Koizumi Y., Kobayashi T., Yokokawa T. et al. Development of next-generation Ni-base single crystal superalloys. Superalloys 2004. Minerals, Metals & Materials Society, 2004, pp. 35–43.
25. Shein E.A. Tendencies in the field of alloying and microalloying of heat resisting single-crystal alloys on the basis of nickel (review). Trudy VIAM, 2016, no. 3, paper no. 02. Available at: http://viam-works.ru (accessed: November 10, 2020). DOI: 10.18557/2307-6046-2016-0-3-2-2.
26. Petrushin N.V., Ospennikova O.G., Svetlov I.L. Single-crystal Ni-based superalloys for turbine blades of advanced gas turbine engines. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2017, no. S, pp. 72−103. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-72-103.
27. Wahl J.B., Harris K. New single crystal superalloys, CMSX-7 and CMSX-8. Superalloys 2012. Minerals, Metals & Materials Society, 2012, pp. 179−188.
28. Li J.R., Liu S.Z., Wang X.G. et al. Development of a low-cost third generation single crystal superalloy DD9. Superalloys 2016. Minerals, Metals & Materials Society, 2016, pp. 57−63.
29. Ospennikova O.G. Tendencies of development of heat-resistant nickel alloys of low density with polycrystalline and single-crystal structures (review). Aviacionnye materialy i tehnologii, 2016, no. 1 (40), pp. 3–19. DOI: 10.18577/2071-9140-2016-0-1-3-19
30. Nickel-based heat-resistant alloy for monocrystalline casting: pat. RU 2439184 C1; filed 05.10.10; publ. 10.01.12.
31. Petrushin N.V., Ospennikova O.G., Visik E.M., Rassokhina L.I., Timofeeva O.B. Low-density heat-resistant nickel alloys. Liteinoe proizvodstvo, 2012, no. 6, pp. 5−11.
32. 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.
33. Nickel Basislegierung für die gießtechnische Herstellung einkristallin erstarrter Bauteile: pat. DE 10100790 C2; filed 15.12.01; publ. 18.07.02.
34. Low density, high creep resistant single crystal superalloy for turbine airfoils: pat. US 7261783; filed 22.09.04; publ. 28.08.07.
35. Kablov E.N., Toloraya V.N., Ostroukhova G.A. Growth structure of monocrystalline castings from nickel heat-resistant alloys. Foundry heat-resistant alloys. The effect of S.T. Kishkina. Moscow: Nauka, 2006, pp. 219–245.
36. Ross E.W., O'Hara K.S. RENE N4: A first generation single crystal turbine airfoil with improved oxidation resistance, low angle boundary strength and superior long time rupture strength. Superalloys 1996. Minerals, Metals & Materials Society, 1996, pp. 19–25.
37. Kuleshova E.A., Glezer G.M., Petrushin N.V. Influence of structure parameters on the service characteristics of casting high-heat-resistant nickel alloys. Proceedings of the Internet. Scientific and Technical Conf. “Scientific ideas of S.T. Kishkina and modern materials science”. Moscow: VIAM, 2006, pp. 200–211.
38. 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.
39. Lukovkin A.I., Pankratov V.A., Petrushin N.V. et al. Influence of zirconium and hafnium on long-term strength and crack resistance of nickel alloys with an increased tungsten content. Aviatsionnaya promyshlennost, 1984, no. 12, pp. 53–56.
40. Dolzhansky Yu.M., Stroganov G.B., Shalin R.E. Optimization of the properties of engineering materials using a computer. Moscow: Publishing house of the USSR Ministry of Defense, 1980, 395 p.
41. Petrushin N.V., Ignatova I.A., Logunov A.V. et al. Investigation of the dimensional mismatch between the periods of the crystal lattices of the γ- and γʹ-phases on the characteristics of the heat resistance of precipitation-hardening nickel alloys. Izvestiya AN SSSR, ser.: Metals, 1981, no. 6, pp. 153–159.
42. Lashko N.F., Zaslavskaya L.V., Kozlova M.N. et al. Physicochemical phase analysis of steels and alloys. Moscow: Metallurgiya, 1978, 336 p.
43. Petrushin N.V., Logunov A.V., Kishkin S.T. et al. Investigation of the regularities of changes in physical and mechanical properties and structural stability of nickel heat-resistant alloys. Aviation materials. Moscow: VIAM, 1983, is: Thermophysical studies of heat-resistant alloys and heat-shielding coatings, pp. 17–30.
44. Morozova G.I. Physicochemical phase analysis in the study of heat-resistant nickel alloys. Proceedings of the Internet. Scientific and Technical Conf. “Scientific ideas of S.T. Kishkina and modern materials science”. Moscow: VIAM, 2006, pp. 160–168.
45. Bokshtein S.Z., Ignatova I.A., Bolberova E.V., Kishkin S.T., Razumovsky I.M. Influence of mismatch of lattice parameters of phases on the diffusion permeability of interphase boundaries. Fizika metallov i metallovedeniye, 1985, vol. 59, is. 5, pp. 936–942.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.