Введение

Одним из важнейших факторов развития авиационных газотурбинных двигателей (ГТД) и энергетических установок (ГТУ) является улучшение эксплуатационных характеристик наиболее ответственных деталей газовой турбины ГТД и ГТУ – турбинных лопаток [1, 2]. В современных отечественных газовых турбинах широко используются лопатки с направленной (столбчатой) и монокристаллической структурами из литейных жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС) марок ЖС26, ЖС26У и ЖС32. Эти сплавы имеют многокомпонентную систему легирования, реализующую дисперсионное упрочнение γ-матрицы (твердый раствор на основе Ni) микрочастицами γʹ-фазы на основе интерметаллического соединения Ni₃Al в количестве 55‒65 % (по массе) и монокарбидами (МeС) на основе титана в количестве 1,5–2 % (по массе). Химический состав и свойства указанных сплавов приведены в работе [3]. Для достижения высоких характеристик длительной прочности и температурной работоспособности сплавы ЖС26 и ЖС26У содержат повышенное количество вольфрама (11–12 % (по массе)), а сплав ЖС32 – вольфрама (9 % (по массе)), тантала (4 % (по массе)) и рения (4 % (по массе)), являющихся одними из наиболее эффективных легирующих элементов. При этом достигнутый уровень жаропрочности (например, = 190 МПа – для сплава ЖС26 и = 245 МПа ‒ для сплава ЖС32) сопровождается сопутствующим увеличением плотности (соответственно до 8,53 и 8,80 г/см³) – результат повышенного содержания тяжелых тугоплавких легирующих элементов в сплавах. Кроме того, установлено, что высокое содержание указанных легирующих элементов в этих сплавах в процессе длительных ресурсных испытаний монокристаллических лопаток способствует образованию в их структуре избыточных фаз, негативно влияющих на механические свойства [4]. К известным зарубежным промышленным никелевым ренийсодержащим сплавам с интерметаллидно-карбидным упрочнением, используемым для литья лопаток со столбчатой и монокристаллической структурами, относятся сплавы René N5 [5] и CM186LC [6]. Рений является дефицитным и дорогостоящим металлом, поэтому его введение в жаропрочные сплавы приводит к резкому повышению их стоимости.

Одной из перспективных разработок в данной области является жаропрочный никелевый сплав ВЖМ7 с низкой плотностью (8,39 г/см³), предназначенный для литья монокристаллических рабочих лопаток газовых турбин авиационных двигателей [7]. Однако этот материал также содержит рений в количестве 2,6 % (по массе). Кроме того, в системе легирования сплава ВЖМ7 отсутствует углерод – один из наиболее эффективных упрочнителей межзеренных границ и субграниц. Поэтому технология литья лопаток из безуглеродистых сплавов должна обеспечивать формирование монокристаллической структуры в отливках без образования ростового дефекта в виде субзерен. Однако практика производства монокристаллических лопаток сложной геометрической формы (особенно крупногабаритных) в промышленных установках для направленной кристаллизации показала, что в отдельных элементах отливок лопаток газовых турбин (полки, замок и перо) возможно локальное образование субзерен [8]. Поэтому для упрочнения малоугловых границ субзерен в ЖНС, предназначенные для литья таких лопаток, вводят небольшие количества углерода и других горофильных добавок [9, 10]. Важным направлением совершенствования этих сплавов с целью повышения их эксплуатационных свойств является метод компьютерного конструирования, заменивший существовавший ранее малоэффективный способ подбора легирующих компонентов методом проб и ошибок [11, 12].

В части 2 работы представлены результаты конструирования и экспериментальных исследований литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью (не более 8,1 г/см³) для производства лопаток газотурбинных авиационных двигателей с направленной (столбчатой) структурой зерен и монокристаллической структурой.

Работа выполнена в рамках реализации комплексной научной проблемы 9.1. «Разработка с применением математического (компьютерного) моделирования новых составов монокристаллических жаропрочных сплавов с повышенной удельной жаропрочностью» («Стратегические направления развития материалов и технологий ихпереработки на период до 2030 года» [13]).

Материалы и методы

Конструирование жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью и повышенными прочностными характеристиками для производства лопаток газовых турбин со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой осуществляли на базе никелевой системы легирования Ni‒Al‒W‒Mo‒Cr‒Co‒Ti‒Nb‒V–С. Выбор данной системы основан на полученных авторами ранее [14] регрессионных моделях, описывающих влияние легирующих элементов W, Mo, Cr, Co, Ti, Nb, Hf и С на долговечность  (время до разрушения при испытании на длительную прочность при температуре 975 °С и напряжении 200 МПа) поликристаллических жаропрочных никелевых сплавов типа ВЖЛ12У, а также на результатах экспериментальных исследованийвлияния легирующего элемента гафния на температуры фазовых превращений в этих сплавах. При этом использовалась закономерность (установленная авторами и представленная на рис. 1), что легирующий комплекс, обеспечивающий максимально высокую длительную прочность сплава с поликристаллической структурой равноосной кристаллизации, может быть использован в качестве базового для создания жаропрочного сплава с направленной (столбчатой) структурой зерен и монокристаллической структурой.

Рис. 1. Соотношение долговечностей при температуре 975 °С жаропрочных никелевых сплавов типа ЖС6Ф равноосной кристаллизации (РК) при напряжении 240 МПа и направленной кристаллизации (НК) при напряжении 260 МПа

Поиск композиции сплава с малой плотностью проводили методом компьютерного конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов [11, 12]. Принимали, что в выбранной системе легирования сконструированный сплав должен иметь плотность не более 8,1 г/см³. Для достижения максимальных характеристик длительной прочности сплав с плотностью не более 8,1 г/см³ должен иметь: приемлемую фазовую стабильность, небольшой γ/γʹ-мисфит (0,15‒0,20 % при комнатной температуре), долю γʹ-фазы ~60 % (объемн.), температуру полного растворения γʹ-фазы (γʹ-солвус) T_Solv≥1230 °С и достаточную технологичность при термической обработке (возможность проведения гомогенизирующего отжига без риска оплавления).

В компьютерном эксперименте в выбранной системе легирования концентрации переменных легирующих элементов Cr, Mo, Co, Ti, Nb и C задавали на двух уровнях (максимальном и минимальном) и варьировали в соответствии с планом полного факторного эксперимента типа 2ⁿ + 1 (n – количество переменных факторов) [15]. Концентрации других легирующих элементов Al и V в анализируемых вариантах сплава оставались постоянными. Затем, используя алгоритм компьютерного поиска композиций литейных жаропрочных никелевых сплавов с предварительно заданными характеристиками [16], проводили оценку сбалансированности химического состава всех 2ⁿ + 1 вариантов сплава на основе расчетов параметров фазовой стабильности ΔЕ и  соответственно по формулам (1) [17, 18] и (2) [19, 20]:

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

В данной части работы химический состав варианта сплава считали фазово-стабильным, если для него выполнялись следующие условия: 0,02 ≥ ΔE ≥ ‒0,04 и Для фазово-стабильных композиций вариантов сплава, определяемых параметрами 0,02 ≥ DE ≥ ‒0,04 и , рассчитывали структурно-фазовые, физико-химические и механические характеристики. По результатам расчетов для экспериментальных исследований выбран сплав с расчетным значением плотности 7,95 г/см³, содержащий, % (по массе): 1,4 W; 3,5 Mo; 9,5 Cr; 6,5 Co; 0,8 Nb и 0,08 C (сплав включал также Al, Ti, V, Zr, B, Ce и La), который удовлетворял в наибольшей степени другим вышеуказанным условиям конструирования. В табл. 1 приведены основные характеристики сконструированного литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью (далее – сплав ВЖЛ20), полученные расчетным путем, в сравнении с результатами экспериментов.

Экспериментальные исследования сконструированного сплава проводили на монокристаллических отливках образцов (диаметром 18 мм и длиной 180 мм) с кристаллографической ориентировкой (КГО) [001], которые получали методом НК на установке с жидкометаллическим охладителем литейного блока типа УВНК-9 [21]. Для зарождения монокристаллической структуры в отливках из кристаллизуемого сплава использовали затравочную технологию литья монокристаллов с применением тугоплавких затравок из бинарного сплава Ni–W [22]. Контроль КГО полученных монокристаллических отливок образцов сплава осуществляли методом рентгеновской дифрактометрии [23]. Термическая обработка монокристаллических отливок образцов сплава состояла из гомогенизирующего отжига при температуре γʹ-солвус и двухступенчатого старения при температурах 1030 и 870 °С.

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

Периоды кристаллических решеток g- и g¢-фаз определяли по рентгеновским рефлексам 222, которые представляли собой дублет из синглетов K_α1–K_α2 фаз γ и γ′. Рентгеновские профили рефлексов 222 записывали с применением рентгеновского дифрактометра ДРОН-3 в монохроматическом Fe K_α-излучении. Обработку рентгеновских профилей, включающую разделение суммарных дублетов 222 фаз γ + γ′ на фазовые синглеты γ- и γ′-фаз, проводили по специальной компьютерной программе OUTSET [24]. Размерное несоответствие периодов δ кристаллических решеток γ- и γʹ-фаз (γ/γ′-мисфит) рассчитывали по формуле

где а_γ и а_γʹ – периоды кристаллических решеток γ-твердого раствора и γ′-фазы соответственно.

Образцы (с длиной рабочей части 25 мм и диаметром 5 мм) для определения механических свойств сконструированного сплава изготавливали из литых и термически обработанных монокристаллических отливок сплава с КГО [001].

Таблица 1

Расчетные и экспериментальные значения характеристик

сконструированного сплава ВЖЛ20 с малой плотностью

Кратковременные механические свойства определяли при испытании образцов в интервале температур 20–1050 °С по ГОСТ 1497–84 и ГОСТ 9651–84.

Исследование длительной прочности сплава проводили по ГОСТ 10145–81 при температурах 900 и 1000 °С на базах до 1000 ч в воздушной атмосфере без защитного покрытия. Обработку результатов испытаний на длительную прочность выполняли по уравнению температурно-силовой зависимости времени до разрушения τ_р [25]:

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

Полученные значения коэффициентов уравнения длительной прочности (2) использовали для определения средних значений пределов длительной прочности  сконструированного сплава с монокристаллической структурой с КГО [001] на базах 10, 100, 500 и 1000 ч при температурах 900 и 1000 °С.

Результаты и обсуждение

Микроструктура сплава ВЖЛ20

Микроструктура сплава ВЖЛ20 в литых монокристаллических отливках (рис. 2) имеет дендритно-ячеистое строение и состоит из матричного никелевого γ-твердого раствора, выделений интерметаллидной γ′-фазы на основе соединения Ni₃Al и карбидных фаз различного типа. В свою очередь γ′-фаза состоит из дисперсных частиц, образовавшихся при распаде пересыщенного никелевого γ-твердого раствора в процессе охлаждения (от температуры, меньшей температуры γ′-солвус), и крупных глобулей γ′-эвтектической фазы (γ′_эвт) в виде структурной составляющей эвтектики γ + γ′. Геометрические размеры частиц γ′-фазы, расположенных в междендритных областях, значительно больше частиц γ′-фазы (~1 мкм), расположенных в дендритах (~0,5 мкм). При этом характерными особенностями частиц γ′-фазы, расположенных в междендритных областях, является некубовидность формы и отсутствие строгой огранки по поверхностям габитуса.

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

По данным микрорентгеноспектрального анализа, карбидная фаза в литых монокристаллах сплава ВЖЛ20 представлена карбидом MеC на основе титана. Его частицы располагаются в междендритных областях и, по данным дифференциального термического анализа, образуются с температуры, которая на ~30 °С меньше температуры начала затвердевания сплава при кристаллизации. В структуре междендритных участков отливок обнаружены дисперсные выделения фаз переменного состава, обогащенные хромом, никелем и молибденом (белые частицы на рис. 2, г). По химическому составу эти выделения близки к карбидам типа Ме₆С и локализуются вблизи эвтектики γ + γʹ , свидетельствуя о том, что они образуются при затвердевании последних порций жидкого сплава.

Такая весьма существенная микроструктурная неоднородность литых монокристаллических отливок из сплава ВЖЛ20 обусловлена микросегрегацией легирующих элементов в пределах дендритной ячейки в процессе НК. Количественно она характеризуется коэффициентом сегрегации легирующих элементов K_с, который определяется следующим образом [16]:

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

В табл. 2 приведены экспериментальные данные по локальному химическому составу γ/γʹ-матрицы дендритов первого порядка и междендритных областей, а также рассчитанные по формуле (5) значения коэффициентов сегрегации легирующих элементов в монокристаллах сплава ВЖЛ20 после НК.

Таблица 2

Локальный химический состав γ/γʹ-матрицы дендритов первого порядка

и междендритных областей, а также коэффициенты сегрегации

легирующих элементов в сплаве ВЖЛ20 после направленной кристаллизации

Из данных, представленных в табл. 2, следует, что в γ/γʹ-матрице дендритов первого порядка наблюдается повышенное содержание легирующих элементов W, Mo, Cr и Со (K_с < ‒1), а межосные участки обогащены легирующими элементами Nb, Ti и Al (K_с > 1). В данном случае характер сегрегации хрома и молибдена в процессе НК сплава ВЖЛ20 является аномальным, поскольку в соответствии с общими закономерностями дендритной ликвации легирующие элементы Mo и Cr, снижая температуру плавления никелевых сплавов, должны обогащать междендритные области [26]. Легирующий элемент ванадий (K_с = 1) не сегрегирует в процессе НК сплава ВЖЛ20.

По результатам исследований методом рентгеновской дифрактометрии определены численные значения структурно-фазовых характеристик (γ/γʹ-мисфит, угловое уширение рентгеновских синглетов γ-твердого раствора β_0,5γ и γʹ-фазы β_0,5γ′) для образцов из сплава ВЖЛ20, изготовленных из цилиндрической монокристаллической отливки и характеризующих ее начальный («низ»), средний («центр») и конечный («верх») участки. Установлено, что для образцов «низ», «центр» и «верх» полученные значения периодов кристаллических решеток g-твердого раствора (соответственно 0,35910; 0,35906 и 0,35952 нм), γ′-фазы (соответственно 0,35853; 0,35849 и 0,35840 нм) и мисфита (соответственно 0,16; 0,16 и 0,31 %) близки. Однако угловое уширение рентгеновского синглета γ-твердого раствора сплава в этих образцах (β_0,5γ = 1,28‒1,56 градуса) существенно больше углового уширения рентгеновского синглета γ′-фазы (β_0,5γ′ = 0,45‒0,57 градуса), что обусловлено большей химической неоднородностью, присущей γ-фазе.

В результате термической обработки, включающей гомогенизирующий отжиг и двухступенчатое старение, в микроструктуре монокристаллических отливок образцов из сплава ВЖЛ20 достигнуто значительное уменьшение дендритной сегрегации легирующих элементов и сформированы однородные по размеру и морфологии частицы γ′-фазы в γ-матрице дендритов (рис. 3, а). Выделения эвтектики γ + γʹ и карбидной фазы МеС не претерпели существенных изменений. Фаз, обогащенных хромом, никелем и молибденом типа Ме₆С, не обнаружено.

Рис. 3. Микроструктура сплава ВЖЛ20 после термической обработки: а – γʹ-фаза в дендрите первого порядка; б – бимодальное распределение дисперсных частиц γʹ-фазы выделения эвтектики γ + γʹ в междендритном участке

Что касается частиц γʹ-фазы междендритных областей монокристаллических отливок, то в данном случае полной перекристаллизации γʹ-фазы не произошло (рис. 3, б), т. е. в реальных условиях проведения процесса гомогенизирующего отжига температура отливок, по-видимому, была меньше значения температуры Т_Solv γʹ-фазы (1240 °С), характерной для исследуемой композиции сплава. В результате нерастворившиеся при выбранной температуре гомогенизации в небольшом количестве (~5 %) частицы γʹ-фазы, расположенные в окрестности выделений эвтектики γ + γʹ, коагулируют в процессе отжига. После охлаждения распределение частиц γʹ-фазы в γ-матрице междендритных областей отливок приобретает бимодальный характер (рис. 3, б).

По данным рентгеновских исследований, в термически обработанном сплаве ВЖЛ20, по сравнению с направленно закристаллизованным, наблюдаются небольшое увеличение γ/γʹ-мисфита (до 0,22 %) и уменьшение концентрационной неоднородности γ-твердого раствора, характеризуемой угловым уширением рентгеновского γ-синглета (β_0,5γ = 1,1 градуса).

Механические свойства при растяжении сплава ВЖЛ20

Средние значения характеристик кратковременной прочности, полученные по результатам испытаний на растяжение монокристаллических образцов из сплава ВЖЛ20 с КГО [001] в литом и термически обработанном состояниях, представлены в табл. 3.

Таблица 3

Механические свойства* образцов из сплава ВЖЛ20 с КГО [001]

в литом и термически обработанном состояниях при различных температурах

Из данных, представленных в табл. 3, видно, что во всей исследованной области температур (20–1050 °С) термически обработанные образцы из сплава ВЖЛ20 имеют значительно более высокие показатели кратковременной прочности σ_0,2 и σ_в, чем образцы в литом состоянии, несмотря на то, что пластичность, характеризуемая относительным удлинением δ и сужением ψ при растяжении, термически обработанных образцов из сплава ВЖЛ20 меньше, чем литых. Температурные зависимости прочности литых и термообработанных образцов из сплава ВЖЛ20 практически идентичны. В интервале температур от 20 до 800 °С сплав ВЖЛ20 с КГО [001] имеет слабо убывающую температурную зависимость предела прочности σ_в и возрастающую температурную зависимость предела текучести σ_0,2. При дальнейшем повышении температуры пределы прочности и текучести сплава ВЖЛ20 значительно уменьшаются. Согласно данным табл. 3, значения относительного удлинения δ и сужения ψ монокристаллических образцов из сплава ВЖЛ20 с КГО [001] имеют очень слабую температурную зависимость (до 700 °С) – при увеличении данной температуры наблюдается существенное повышение обеих характеристик. Подобные температурные изменения кратковременных прочностных характеристик исследуемого сплава ВЖЛ20 типичны для монокристаллов с КГО [001] жаропрочных никелевых сплавов с большим содержанием γʹ-фазы (>60 % (объемн.)) [27].

Длительная прочность сплава ВЖЛ20

Экспериментальные значения долговечности (времени до разрушения), полученные при испытании литых и термообработанных образцов из сплава ВЖЛ20 с КГО [001] на длительную прочность при температурах 900 и 1000 °С и различных напряжениях, использованы для расчета по уравнению температурно-силовой зависимости времени до разрушения (4) кривых длительной прочности (для средних значений). В качестве примера на рис. 4 представлены кривые длительной прочности сплава ВЖЛ20 в литом состоянии.

По кривым длительной прочности определены значения пределов длительной прочности при различной длительности испытания (10, 100, 500 и 1000 ч) литого и термически обработанного сплава ВЖЛ20 (табл. 4). Для сравнения также приведены характеристики длительной прочности жаропрочного никелевого сплава ЖС26 с монокристаллической структурой, легированного повышенным (11–12 % (по массе)) количеством вольфрама – одного из наиболее эффективных легирующих элементов[25].

Рис. 4. Кривые длительной прочности сплава ВЖЛ20 с КГО [001] в литом состоянии при температурах 900 (1) и 1000 °С (2) (точками показаны экспериментальные данные)

Таблица 4

Длительная прочность* сплавов ВЖЛ20 и ЖС26 с КГО [001]

при различных температуре и длительности испытания

Представленные в табл. 4 результаты испытания свидетельствуют о преимуществе термически обработанного сплава во всем температурно-временнóм диапазоне, что обусловлено положительным влиянием на длительную прочность повышенной химической однородности его структуры и большей дисперсностью упрочняющих частиц γʹ-фазы кубоидной формы с плоской огранкой по поверхностям габитуса. Следует также отметить, что сплав ВЖЛ20 при температуре 1000 °С не уступает по длительной прочности известному промышленному жаропрочному сплаву ЖС26 (с плотностью 8,53 г/см³) с монокристаллической структурой КГО [001]. При этом расчеты удельной длительной прочности при температуре 1000 °С показали превосходство сплава ВЖЛ20 во всем диапазоне долговечностей:

Данное обстоятельство, по-видимому, связано с высокой фазовой стабильностью сплава ВЖЛ20 и подтверждается исследованиями методом МРСА, которые свидетельствуют об отсутствии избыточных фаз в структуре образцов после испытаний на длительную прочность при температурах 900 и 1000 °С на базе до 1000 ч.

Сплав ВЖЛ20 также имеет существенные преимущества по длительной прочности при температурах 900 и 1000 °С по сравнению с известными литейными жаропрочными никелевыми сплавами с поликристаллической равноосной структурой [3, 27].

Заключения

1. На основе расчетов фазового состава, объемной доли γ'-фазы, γ/γʹ-мисфита, температур γʹ-солвус, солидус и ликвидус, а также плотности, параметров фазовой стабильности и длительной прочности при температурах 900 и 1000 °С (для монокристаллов с КГО [001]) сплавов выбранной системы Ni‒Al‒W‒Mo‒Cr‒Co‒Ti‒Nb‒V‒C сконструирован литейный жаропрочный никелевый сплав ВЖЛ20 с малой плотностью.
2. После НК монокристаллические отливки с КГО [001] из сплава ВЖЛ20 имеют дендритно-ячеистое строение с неоднородным распределением легирующих элементов и фаз по дендритным ячейкам:
   ‒ легирующие элементы W, Mo, Cr, Co имеют обратную сегрегацию и обогащают дендриты; элементы Al, Ti и Nb имеют прямую сегрегацию и концентрируются в междендритных областях, а ванадий имеет незначительную сегрегацию;
   ‒ дисперсные частицы γʹ-фазы в γ-матрице междендритных областей значительно крупнее, чем в γ-матрице дендритов первого порядка;
   ‒ выделения карбида МеС на основе монокарбида TiC и эвтектики γ + γʹ располагаются в междендритных областях, где вблизи эвтектики γ + γʹ выделяются дисперсные фазы типа Ме₆С, обогащенные хромом и молибденом.
3. Гомогенизирующий отжиг при температуре γʹ-солвус приводит к растворению фаз типа М₆С и уменьшению коэффициентов сегрегации легирующих элементов, однако полная их гомогенизация не достигается.
4. Для литого и термообработанного сплава ВЖЛ20 с КГО [001] определены: плотность (8,04 г/см³), γ/γʹ-мисфит (0,16 и 0,22 % при температуре 20 °С), температуры γʹ-солвус (1240 °С), плавления эвтектики γ + γʹ (1262 °С), солидус (1271 °С), ликвидус (1365 °С) и образования карбида МеС (1310 °С), а также механические свойства при растяжении в интервале температур 20‒1050 °С и длительная прочность на базах до 1000 ч при температурах 900 и 1000 °С.
5. Сконструированный сплав ВЖЛ20 с монокристаллической структурой КГО [001] имеет следующие средние значения характеристик кратковременной прочности при комнатной температуре и длительной прочности на базах до 1000 ч при температурах 900 и 1000 °С:
   
   
   
   
6. Сплав ВЖЛ20 предназначен для изготовления лопаток газотурбинных двигателей со столбчатой структурой зерен и монокристаллической структурой.