ЗАГОТОВКА ИЗ КОВОЧНОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ NI И ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ ЭЛЕМЕНТ КОНСТРУКЦИИ ТУРБИНЫ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ЭТОЙ ЗАГОТОВКИ
BLANK OF FORGING ALLOY BASED ON Ni AND HIGH-TEMPERATURE ELEMENT OF TURBINE DESIGN USING THIS WORKPIECE

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
Настоящее изобретение относится к технологии ковочных сплавов на основе Ni (никеля) и, в частности, к заготовке из ковочного сплава на основе Ni с превосходными механическими характеристиками при высоких температурах, а также к высокотемпературному элементу конструкции турбины с использованием этой заготовки.
ПРЕДПОСЫЛКИ СОЗДАНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ
В настоящее время одним из основных направлений развития технологии в области турбин (например, газовых турбин и паровых турбин) для воздушных судов и тепловых электростанций становится достижение более высокой температуры основной текучей среды с целью повышения термического КПД, и повышение механических характеристик элементов конструкции турбин при высоких температурах является важной технической задачей. Высокотемпературные элементы конструкции турбины (например, лопатки ротора турбины, лопатки статора турбины, роторные диски, элементы конструкции камеры сгорания и элементы конструкции паровых котлов), работающие в наиболее жестких условиях эксплуатации, постоянно подвергаются действию центробежной силы вращения и вибрации во время работы турбины, а также температурных напряжений, сопровождающих ее пуск/останов. Поэтому повышение механических характеристик (например, характеристик ползучести, характеристик при растяжении и усталостных характеристик) приобретает существенное значение.
3
Для достижения различных требуемых механических характеристик в качестве материала высокотемпературных элементов конструкции турбин широко используют заготовки из сплавов на основе Ni, упрочняемых в результате выпадения. В частности, в случаях когда высокотемпературные характеристики приобретают важное значение, используют заготовки из сплава на основе Ni, упрочняемого в результате выпадения, с высокой степенью выпадения, имеющие повышенное содержание γ'(гамма-штрих)-фазы(соединения, образующего эту фазу, например, Ni(Аl, Тi, Та)-фазы), выпадающей в γ(гамма)-фазу, представляющую собой матричную фазу. Примером такой заготовки из сплава на основе Ni, упрочняемого в результате выпадения, с высокой степенью выпадения является заготовка из сплава на основе Ni с объемной долей выпадающей γ'-фазы, составляющей, по меньшей мере, 30 об.%.
Эффективным для достижения более высокого КПД турбин является не только вышеупомянутое повышение температуры основной текучей среды, но и увеличение кольцевой площади турбины за счет удлинения лопаток турбины (лопаток ротора и лопаток статора), а также снижение потерь потока основной текучей среды за счет уменьшения толщины лопаток турбины. При этом для изготовления более длинных и/или более тонких лопаток турбины требуются материалы лопаток турбины, обладающие более высокими характеристиками при растяжении и усталостными характеристиками, чем материалы, известные из уровня техники.
Из уровня техники известно, что важное значение для лопаток турбины имеют характеристики ползучести заготовок. Поэтому широкое распространение в качестве заготовок с соответствующими характеристиками ползучести получили заготовки из литейного сплава на основе Ni, получаемые способом точного литья (в частности, способом однонаправленного отвердевания или способом отвердевания в монокристаллическом виде). Это объясняется более высокими характеристиками ползучести заготовок из сплава с меньшим числом границ кристаллических зерен, пересекающих направление напряжений.
В то же время в дисках турбин и элементах конструкции камеры сгорания характеристики при растяжении и усталостные характеристики, как правило, рассматривают как более важные, чем характеристики ползучести, и поэтому зачастую используют заготовки из ковочного сплава на основе Ni, получаемые способом горячей ковки. Это объясняется более высокими характеристиками при растяжении и усталостными характеристиками заготовок из сплава с меньшим размером кристаллических зерен (т.е. с более высокой плотностью границ кристаллических зерен).
Рассмотрение возможности изготовления более длинных и/или более тонких лопаток турбины показывает, что изготовление более длинных и/или более тонких лопаток турбины с использованием однонаправленного отвердевания или выращивания в виде монокристаллов сопряжено с чрезвычайно высокими технологическими проблемами изготовления, что может приводить к значительному снижению выхода годных лопаток турбин из заготовок, получаемых способом однонаправленного отвердевания или отвердевания в монокристаллическом виде (т.е. к значительному повышению издержек производства). Другими словами, с точки зрения издержек производства более эффективным считают направление, ориентированное на разработку заготовок с высокотемпературными характеристиками, отвечающими требованиям, предъявляемым к лопаткам турбин (например, характеристикам ползучести), на основе заготовок из ковочного сплава.
Как указано выше, в заготовке из сплава на основе Ni, упрочняемого в результате выпадения, для повышения высокотемпературных характеристик, как правило, увеличивают объемную долю γ'-фазы. Однако дополнительное увеличение объемной доли γ'-фазы в заготовке из ковочного сплава зачастую приводит к снижению технологичности и формуемости, вызывающему снижение выхода годных заготовок (т.е. повышение издержек производства). Поэтому наряду с исследованиями, направленными на повышение характеристик заготовок из ковочного сплава, проводят также различные исследования по разработке технологии стабильного изготовления заготовок из ковочного сплава на основе Ni.
Например, в патентном документе 1 (в заявке №JPH9(1997)-302450 А) раскрыт способ изготовления изделий из суперсплава на основе Ni, имеющего контролируемый размер кристаллических зерен, с использованием ковочной заготовки. Способ включает в себя следующие этапы: этап подготовки заготовки из суперсплава на основе Ni, имеющего температуру рекристаллизации, температуру растворения γ'-фазы в твердом состоянии и микроструктуру, содержащую смесь γ-фазы и γ'-фазы, причем содержание γ'-фазы в суперсплаве на основе Ni составляет, по меньшей мере, 30 об.%; этап горячей ковки заготовки из суперсплава в штампах при температуре не ниже приблизительно 1600°F (около 871°С - прим. пер.), но ниже температуры растворения γ'-фазы в твердом состоянии, и скорости деформирования, составляющей приблизительно 0,03-10/с, позволяющей получить обработанную деталь из суперсплава, подвергнутую горячей ковке в штампах; этап изотермической ковки этой обработанной детали из суперсплава, подвергнутой горячей ковке в штампах, позволяющей получить готовое изделие; этап термической обработки этого готового изделия при температуре, превышающей температуру растворения в твердом состоянии, обеспечивающей получение практически однородной микроструктуры зерен по стандартам ASTM 6-8; и этап охлаждения изделия от температуры термической обработки, превышающей температуру растворения в твердом состоянии.
CПИСОК ЦИТИРОВАНИЯ
ПАТЕНТНЫЕ ДОКУМЕНТЫ
Патентный документ 1: JPH9(1997)-302450 А и
Патентный документ 2: JP 5869624 В2.
Задачи, решаемые с помощью изобретения
В соответствии с патентным документом 1 (заявка №JPH9(1997)-302450 А) представляется возможным изготовление кованого изделия с высоким выходом годных без растрескивания, даже при использовании заготовки из сплава на основе Ni с относительно высокой объемной долей γ'-фазы. Однако недостатком технического решения, предложенного в патентном документе 1, является необходимость проведения этапов горячей ковки со сверхпластической деформацией при низкой скорости деформирования и последующей изотермической ковки, требующего специального производственного оборудования и вызывающего удлинение производственного цикла изделия (что в результате приводит к высоким затратам на оборудование и высоким производственным затратам).
Важнейшим требованием, предъявляемым к промышленным изделиям, является снижение издержек производства, и поэтому одна из первоочередных задач заключается в создании технологии изготовления изделий, имеющих невысокую стоимость.
Например, в патентном документе 2 (JP 5869624 В2) раскрыт способ изготовления размягченной заготовки из сплава на основе Ni, в котором температура растворения γ'-фазы в твердом состоянии составляет 1050°С или более. Способ включает в себя: этап подготовки заготовки, заключающийся в подготовке заготовки из сплава на основе Ni, используемого на последующем этапе размягчающей обработки, и этап размягчающей обработки, заключающийся в размягчении заготовки из сплава на основе Ni, обеспечивающем повышение технологичности. Этап размягчающей обработки выполняют в диапазоне температур ниже, чем температура растворения γ'-фазы в твердом состоянии. Этап размягчающей обработки включает в себя первый подэтап, заключающийся в проведении горячей ковки заготовки из сплава на основе Ni при температуре ниже, чем температура растворения γ'-фазы в твердом состоянии, и второй подэтап, заключающийся в проведении медленного охлаждения подвергнутой ковке заготовки от температуры ниже, чем температура растворения γ'-фазы в твердом состоянии со скоростью охлаждения, составляющей 100°С/ч или менее, обеспечивающего получение размягченной заготовки из сплава на основе Ni, содержащего 20 об.% или более частиц некогерентной γ'-фазы, выпадающих на границах зерен γ-фазы (являющейся матричной фазой сплава на основе Ni). Техническое решение, предложенное в патентном документе 2, представляется знаменательной технологией, позволяющей обеспечить возможность обработки и формования заготовки из сплава на основе Ni, упрочняемого в результате выпадения, с высокой степенью выпадения при низких затратах.
На основе технического решения, раскрытого в патентном документе 2 (JP 5869624 В2), при проведении дальнейших исследований авторами настоящего изобретения было установлено, что получение заготовки из сплава на основе Ni, упрочняемого в результате выпадения, со сверхвысокой степенью выпадения, объемная доля γ'-фазы в котором составляет 50 об.% или более (например, заготовки из сплава на основе Ni, в котором содержание выпадающей γ'-фазы составляет 50-70 об.%), сопряжено с трудностями управления процессом на указанном выше первом подэтапе (горячей ковки при температуре ниже, чем температура растворения γ'- фазы в твердом состоянии), которое может приводить к снижению выхода годных изделий. Другими словами, был сделан вывод о необходимости дополнительных технологических инноваций.
В свете современных тенденций в сфере рационального использования энергии и глобальной защиты окружающей среды можно ожидать достижения дальнейшего прогресса в повышении температуры основной текучей среды и увеличении длины лопатки турбины с целью повышения термического КПД турбины. Это означает все большее ужесточение условий эксплуатации высокотемпературных элементов конструкции турбины и необходимость дальнейшего повышения механических характеристик высокотемпературных элементов конструкции турбины. В то же время, как указано выше, одна из первоочередных задач заключается в снижении издержек производства промышленных изделий.
С учетом изложенных выше обстоятельств задачей настоящего изобретения является создание заготовки из ковочного сплава на основе Ni с использованием сплава на основе Ni, упрочняемого в результате выпадения, со сверхвысокой степенью выпадения, имеющую более высокие механические характеристики (в частности, характеристики при растяжении и характеристики ползучести) по сравнению с предшествующим уровнем техники, а также высокотемпературного элемента конструкции турбины из этой заготовки с использованием простого способа, обеспечивающего высокий выход годных изделий (т.е. снижение издержек производства).
Краткое изложение сущности изобретения
(I) Одним объектом настоящего изобретения является заготовка из ковочного сплава на основе Ni, содержащая кристаллические зерна γ-фазы и выпадающие частицы γ'-фазы и имеющая химический состав, при котором в матричную γ-фазу при 700°С выпадает 50-70 об.% γ'-фазы. Эта фаза γ' содержит: частицы γ'-фазы старения, выпадающие в кристаллические зерна γ-фазы; и частицы γ'-фазы эвтектической реакции, выпадающие между этими кристаллическими зернами γ-фазы. В частицах γ'-фазы эвтектической реакции содержание Ni и Аl превышает содержание этих элементов в частицах γ'-фазы старения, а средний размер частиц γ'-фазы эвтектической реакции составляет 2-40 мкм.
Настоящее изобретение предполагает возможность внесения в описанную выше заготовку (I) из ковочного сплава на основе Ni приводимых ниже модификаций и изменений.
(i) Количество выпадающих частиц γ'-фазы эвтектической реакции может составлять 1-15 об.%.
(ii) Заготовка из ковочного сплава на основе Ni может иметь предел прочности при растяжении, составляющий при комнатной температуре 1200 МПа или более, и время разрыва при ползучести, составляющее при 780°С и напряжении 500 МПа 100 часов или более.
(iii) Химический состав может включать в себя: Сr (хром) - 4-18 мас.%; Со (кобальт) - 2,0-25 мас.%; W (вольфрам) - 14 мас.% или менее; Мо (молибден) - 8,0 мас.% или менее; Аl (алюминий) - 2,0-7,0 мас.%; Ti (титан) - 8,0 мас.% или менее; Та (тантал) - 10 мас.% или менее; Nb (ниобий) - 3,0 мас.% или менее; Hf (гафний) - 3,0 мас.% или менее; Re (рений) - 2,0 мас.% или менее; Fe (железо) - 2,0 мас.% или менее; Zr (цирконий) - 0,1 мас.% или менее; С (углерод) - 0,001-0,15 мас.%; В (бор) - 0,001-0,1 мас.%; и остальное - Ni и неизбежные примеси. Значение Р по формуле [значение Р=0,18 × содержание Аl+0,08 × содержание Ti+0,03 × содержание Та] может составлять 1,0 или более.
(iv) Средний размер зерен γ-фазы может составлять 15-200 мкм.
(II) Другим объектом изобретения является высокотемпературный элемент конструкции турбины с использованием описанной выше заготовки из ковочного сплава на основе Ni.
Настоящее изобретение предполагает возможность внесения в описанный выше высокотемпературный элемент (II) конструкции турбины приводимых ниже модификаций и изменений.
(v) Высокотемпературный элемент конструкции турбины может представлять собой лопатку турбины, сопло камеры сгорания, крепежный штифт, болт, или образец для испытаний.
ПРЕИМУЩЕСТВА ИЗОБРЕТЕНИЯ
Настоящее изобретение позволяет получить заготовку из ковочного сплава на основе Ni с использованием сплава на основе Ni, упрочняемого в результате выпадения, со сверхвысокой степенью выпадения, имеющую более высокие характеристики при растяжении и характеристики ползучести по сравнению с предшествующим уровнем техники, а также изготовить высокотемпературный элемент конструкции турбины с использованием этой заготовки.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
Фиг. 1 - блок-схема, иллюстрирующая способ получения заготовки из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения;
Фиг. 2 - изображение микроструктуры псевдогомогенизированного слитка сплава в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения в разрезе, полученное с помощью сканирующего электронного микроскопа;
Фиг. 3 - схематический вид в перспективе лопатки ротора турбины в качестве высокотемпературного элемента конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения;
Фиг. 4 - схематический вид в перспективе крепежного штифта в качестве высокотемпературного элемента конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения;
Фиг. 5 - схематический вид в перспективе образца для испытаний в качестве высокотемпературного элемента конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения;
Фиг. 6 - изображение микроструктуры заготовки из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения в разрезе, полученное с помощью сканирующего электронного микроскопа; и
Фиг. 7 - изображение микроструктуры заготовки из ковочного сплава на основе Ni с отступлением от технологических параметров варианта осуществления настоящего изобретения в разрезе, полученное с помощью сканирующего электронного микроскопа.
ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ПРЕДПОЧТИТЕЛЬНЫХ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
Начальные исследования и основная идея настоящего изобретения
Как указано выше, заготовки из литейного сплава на основе Ni с большим размером кристаллических зерен, получаемые способом однонаправленного отвердевания или способом отвердевания в монокристаллическом виде, обладают превосходными характеристиками ползучести, однако имеют неудовлетворительные характеристики при растяжении и усталостные характеристики. В отличие от этого заготовки из ковочного сплава на основе Ni с небольшим размером кристаллических зерен, получаемые способом горячей ковки, обладают превосходными характеристиками при растяжении и усталостными характеристиками, однако имеют неудовлетворительные характеристики ползучести. Другими словами, заготовки из литейного сплава на основе Ni и заготовки из ковочного сплава на основе Ni характеризуются противоположными преимуществами.
В то же время для достижения более высокой температуры основной текучей среды и изготовления более длинных и/или более тонких лопаток турбины с целью повышения термического КПД турбины требуются материалы лопаток турбины, обладающие более высокими характеристиками ползучести и характеристиками при растяжении, чем материалы, известные из уровня техники.
Авторы настоящего изобретения обратили внимание на близкую корреляцию между характеристиками ползучести заготовок из сплава на основе Ni и сопротивлением скольжению границ зерен матричной фазы (так называемой прочностью границ зерен) в этих заготовках и сделали предположение о возможности получения заготовок из ковочного сплава с высоким уровнем характеристик ползучести и характеристик при растяжении за счет регулирования размеров кристаллических зерен матричной фазы в этих заготовках (т.е. за счет укрупнения рекристаллизованных зерен) в сочетании с использованием выпадающего вещества для пиннинга (торможения) скольжения границ кристаллических зерен матричной фазы. Кроме того, была рассмотрена возможность использования частиц γ'-фазы в качестве выпадающего вещества для пиннинга границ зерен.
В рамках начальных исследований на основе сделанного предположения авторами изобретения были осуществлены различные эксперименты. В качестве способа обеспечения выпадение частиц γ'-фазы на границах кристаллических зерен матричной фазы была использована технология, раскрытая в патентном документе 2 (JP 5869624 В2). После окончательного формования была проведена термическая обработка для регулирования размера кристаллических зерен матричной фазы (т.е. для укрупнения рекристаллизованных зерен) и повышения характеристик ползучести. Однако в результате было обнаружено, что при этом возникает проблема, заключающаяся в значительном уменьшении эффекта пиннинга скольжения границ вследствие растворения частиц γ'-фазы на границах кристаллических зерен в твердом растворе при укрупнении кристаллических зерен (т.е. в отсутствии ожидаемого повышение характеристик ползучести).
Детальное изучение и анализ результатов начальных исследований позволили установить, что γ'-фаза, выпадающая в диапазоне температур горячей ковки в технологии, раскрытой в патентном документе 2 (JP 5869624 В2), так же, как и γ'-фаза, выпадающая при старящей термической обработке, выпадает/кристаллизуется при относительно низких температурах. Другими словами, вследствие того, что температура растворения γ'-фазы в твердом состоянии находится в диапазоне температур, достаточно низких по сравнению с температурой эвтектики сплава на основе Ni и температура термической обработки для обеспечения рекристаллизации и укрупнения кристаллических зерен матричной фазы составляет не ниже этой температуры растворения γ'-фазы в твердом состоянии, процесс рекристаллизации и укрупнения кристаллических зерен матричной фазы при наличии эффективного остатка выпадающего вещества для пиннинга скольжения границ зерен протекает с затруднениями.
Поэтому для нахождения выпадающей фазы, имеющей температуру растворения в твердом состоянии в диапазоне температур, превышающих температуру термической обработки, обеспечивающую рекристаллизацию и укрупнение кристаллических зерен матричной фазы, авторы детально изучили процесс получения заготовок из сплава на основе Ni с точки зрения термодинамики. При этом внимание было обращено на γ'-фазу, кристаллизация которой происходит в процессе эвтектической реакции на этапе заливки и отвердевания при получении слитка из сплава на основе Ni (именуемую ниже как "γ'-фаза эвтектической реакции"). Так как выпадение/кристаллизация γ'-фазы эвтектической реакции происходит в процессе эвтектической реакции, то эта фаза естественно имеет высокую температуру растворения в твердом состоянии. При этом γ'-фазу, выпадающую в кристаллических зернах γ-фазы в результате старящей термической обработки, в настоящем изобретении именуют как "γ'-фаза старения".
Как правило, γ'-фазу эвтектической реакции рассматривают как вредоносную выпадающую фазу, так как эта фаза может образовывать в слитках относительно большие зерна, затрудняющие последующий процесс ковки. Поэтому в предшествующем уровне техники перед ковкой эту фазу подвергали удалению в результате гомогенизирующей термической обработки (выдержки при определенной температуре) слитка.
Авторы настоящего изобретения обратили внимание на высокую температуру растворения γ'-фазы эвтектической реакции в твердом состоянии и установили возможность решения проблемы за счет устранения нежелательной сегрегации химических компонентов и преднамеренно оставленного некоторого количества γ'-фазы эвтектической реакции в слитке в процессе выдержки при определенной температуре и использования этой γ'-фазы эвтектической реакции в качестве выпадающего вещества для пиннинга скольжения границ зерен. На завершающем этапе работ по настоящему изобретению были также проведены глубокие исследования и тщательное изучение взаимосвязи между химическим составом сплава, условиями выдержки при определенной температуре, видами микроструктуры и механическими характеристиками.
Ниже со ссылками на прилагаемые чертежи приводится пошаговое описание предпочтительных вариантов осуществления настоящего изобретения в процессе получения заготовки из ковочного сплава на основе Ni. При этом настоящее изобретение не ограничивается вариантами осуществления, рассмотренными в этом описании. Возможны также различные комбинации с известным уровнем техники и модификации на основе известного уровня техники, не выходящие за пределы сущности и объема изобретения.
Способ изготовления заготовки из ковочного сплава на основе Ni
На Фиг. 1 представлена блок-схема, иллюстрирующая способ получения заготовки из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения. Как показано на Фиг. 1, способ получения заготовки из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с настоящим изобретением включает в себя этап (S1) плавления и заливки, этап (S2) псевдогомогенизирующей термической обработки, этап (S3) ковки, этап (S4) термической обработки для растворения в твердом состоянии и укрупнения зерен и этап (S5) старящей термической обработки. Ниже приводится описание каждого из этих этапов.
Этап плавления и заливки
На этапе S1 плавления и заливки осуществляют плавление исходных материалов для получения расплава требуемого состава сплава. Затем этот расплав заливают в соответствующую литейную форму для формирования слитка 10. Никаких особых ограничений на способы плавления исходных материалов и заливки не существует. Для получения заготовок из сплава на основе Ni могут быть использованы любые известные из уровня техники способы.
При этом для дополнительного снижения содержания примесных компонентов (таких как Р (фосфор), S (сера), О (кислород), N (азот)) в сплаве, т.е. для повышения чистоты сплава, этап S1 в предпочтительном варианте осуществления включает в себя подэтап S1a формирования слитка из сплава исходных материалов и подэтап S1b переплава. На подэтапе S1a формирования слитка из сплава исходных материалов после формирования расплава этот расплав подвергают отвердеванию, в результате которого формируют слиток из сплава исходных материалов, а на этапе Sib переплава сформированный слиток подвергают переплаву, в результате которого получают очищенный расплав. Никаких особых ограничений на способы переплава не существует. Возможно использование любых способов, обеспечивающих повышение чистоты сплава, однако в предпочтительном варианте осуществления используют, например, способ вакуумно-дугового переплава (VAR).
Ниже приводится описание целесообразного состава сплава.
Сr: 4,0-18 мас.%
Сr представляет собой компонент, который за счет растворения в γ-фазе в твердом состоянии обеспечивает повышение коррозионной стойкости при высоких температурах. Для получения указанного функционального эффекта содержание Сr в предпочтительном варианте осуществления составляет 4,0 мас.% или более. В то же время повышение содержания Сr до уровня, составляющего более, чем 18 мас.% может приводить к выпадению вредоносной фазы (например, α-Сr-фазы), вызывающему снижение характеристик ползучести. В более предпочтительном варианте осуществления содержание Сr составляет 6,0-16 мас.%, а в еще более предпочтительном варианте - 8,0-14 мас.%.
Со: 2,0-25 мас.%
Со представляет собой компонент, который за счет растворения в твердом состоянии обеспечивает упрочнение γ'-фазы (γ'-фазы эвтектической реакции и γ'-фазы старения), а также повышение коррозионной стойкости при высоких температурах. Для получения указанных функциональных эффектов содержание Со в предпочтительном варианте осуществления составляет 2,0 мас.% или более. В то же время повышение содержания Со до уровня, составляющего более чем 25 мас.%, приводит к подавлению выпадения γ'-фазы, вызывающему снижение механических характеристик. В более предпочтительном варианте осуществления содержание Со составляет 5,0-20 мас.%, а в еще более предпочтительном варианте - 8,0-15 мас.%.
W: 14 мас.% или менее
W представляет собой компонент, который за счет растворения в твердом состоянии обеспечивает упрочнение γ-фазы, а также повышение температуры растворения γ'-фазы в твердом состоянии (в основном, γ'-фазы старения) и повышение характеристик ползучести. В настоящем изобретении компонент W не является важным компонентом, однако для получения указанных функциональных эффектов в предпочтительном варианте осуществления его включают в состав сплава. В то же время повышение содержания W до уровня, составляющего более чем 14 мас.%, может приводить к выпадению нежелательной фазы (например, α-W-фазы), вызывающему снижение характеристик ползучести, коррозионной стойкости при высоких температурах и ударной вязкости. Кроме того, вследствие высокой плотности этого элемента (высокой удельной массы), избыточное содержание W приводит к утяжелению высокотемпературных элементов конструкции турбины (т.е. является определенным недостатком). Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание W составляет 1,0-12 мас.%, а в более предпочтительном варианте - 4,0-10 мас.%.
Мо: 8,0 мас.% или менее
Мо, как и W, представляет собой компонент, который за счет растворения в твердом состоянии обеспечивает упрочнение γ-фазы, а также повышение температуры растворения γ'-фазы в твердом состоянии (в основном, γ'-фазы старения) и повышение характеристик ползучести. В настоящем изобретении Мо не является важным компонентов, однако для получения указанных функциональных эффектов в предпочтительном варианте осуществления его включают в состав сплава. В то же время повышение содержания Мо до уровня, составляющего более чем 8,0 мас.%, приводит к снижению стойкости к окислению и коррозионной стойкости при высоких температурах. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание Мо составляет 0,5-6 мас.%, а в более предпочтительном варианте - 1,0-4,0 мас.%.
Аl: 2,0-7,0 мас.%
Аl представляет собой важный компонент, обеспечивающий формирование γ'-фазы, которая является фазой упрочнения за счет выпадения. Для формирования требуемого количества γ'-фазы содержание Аl в предпочтительном варианте осуществления составляет 2,0 мас.% или более. В то же время повышение содержания Аl до уровня, составляющего более чем 7,0 мас.%, может приводить к выпадению нежелательной фазы (например, σ-фазы и/или α-Сr-фазы), вызывающему снижение механических характеристик и коррозионной стойкости. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание Аl составляет 2,5-6,5 мас.%, а в более предпочтительном варианте - 3,0-6,0 мас.%.
Ti: 8,0 мас.% или менее
Ti представляет собой компонент, растворяющийся в твердом состоянии (с образованием твердого раствора замещения) на участках расположения Аl γ'-фазы, способствующий повышению механических характеристик и обеспечивающий повышение коррозионной стойкости при высоких температурах. В настоящем изобретении компонент Ti не является важным компонентом, однако для получения указанных функциональных эффектов в предпочтительном варианте осуществления его включают в состав сплава. В то же время повышение содержания Ti до уровня, составляющего более чем 8,0 мас.%, приводит к снижению стойкости к окислению. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание Ti составляет 1,0-6,0 мас.%, а в более предпочтительном варианте - 2,0-5,0 мас.%.
Та: 10 мас.% или менее
Та, как и Ti, представляет собой компонент, растворяющийся в твердом состоянии (с образованием твердого раствора замещения) на участках расположения Al γ'-фазы, способствующий повышению механических характеристик. В настоящем изобретении компонент Та не является важным компонентом, однако для получения указанных функциональных эффектов в предпочтительном варианте осуществления его включают в состав сплава. В то же время повышение содержания Та до уровня, составляющего более чем 10 мас.%, может приводить к выпадению нежелательной фазы (например, σ-фазы), вызывающему снижение характеристик ползучести. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание Та составляет 2,0-8,0 мас.%, а в более предпочтительном варианте - 3,0-6,0 мас.%.
Nb: 3,0 мас.% или менее
Nb, как и Ti, представляет собой компонент, растворяющийся в твердом состоянии (с образованием твердого раствора замещения) на участках расположения Аl γ'-фазы, способствующий повышению механических характеристик. В настоящем изобретении компонент Nb не является важным компонентом, однако для получения указанных функциональных эффектов в предпочтительном варианте осуществления его включают в состав сплава. В то же время повышение содержания Nb до уровня, составляющего более чем 3,0 мас.%, может приводить к выпадению нежелательной фазы (например, σ-фазы и/или η-фазы), вызывающему снижение характеристик ползучести. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание Nb составляет 2,0 мас.% или менее, а в более предпочтительном варианте - 1,0 мас.% или менее.
Hf: 3,0 мас.% или менее
2
3
2
3
Hf представляет собой компонент, обеспечивающий повышение адгезии пленки защитного покрытия (например СrО и AlO), формируемой на поверхности заготовки из сплава на основе Ni, для повышения коррозионной стойкости при высоких температурах и стойкости к окислению. В настоящем изобретении компонент Hf не является важным компонентом, однако для получения указанного функционального эффекта в предпочтительном варианте осуществления его включают в состав сплава. В то же время повышение содержания Hf до уровня, составляющего более чем 3,0 мас.%, приводит к снижению температуры плавления заготовки из сплава на основе Ni, вызывающему снижение характеристик ползучести. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание Hf составляет 2,0 мас.% или менее, а в более предпочтительном варианте - 1,5 мас.% или менее.
Re: 2,0 мас.% или менее
Re, как и W, представляет собой компонент, который за счет растворения в твердом состоянии обеспечивает упрочнение γ-фазы, а также повышение коррозионной стойкости. В настоящем изобретении компонент Re не является важным компонентом, однако для получения указанных функциональных эффектов он может быть включен в состав сплава. В то же время повышение содержания Re до уровня, составляющего более чем 2,0 мас.%, может приводить к выпадению нежелательной фазы, вызывающему снижение механических характеристик. Кроме того, Re является дорогостоящим элементом, и поэтому повышение содержания этого элемента приводит к увеличению стоимости сплава. В предпочтительном варианте осуществления содержание Re составляет 1,5 мас.% или менее.
Fе: 2,0 мас.% или менее
Fe представляет собой компонент, обладающий более высокой ковкостью, чем Ni и обеспечивающий повышение технологичности при горячей обработке. Кроме того, Fe является менее дорогостоящим элементом, чем другие элементы, и поэтому использование Fe позволяет снизить затраты на материалы. В настоящем изобретении компонент Fe не является важным компонентом, однако для получения указанных функциональных эффектов он может быть включен в состав сплава. В то же время повышение содержания Fe до уровня, составляющего более чем 2,0 мас.%, приводит к снижению термической стабильности γ'-фазы, вызывающему снижение характеристик ползучести. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание Fe составляет 1,0 мас.% или менее.
Zr: 0,1 мас.% или менее
3
Zr представляет собой компонент, обеспечивающий в результате сегрегации по границам кристаллических зерен γ-фазы повышение прочности границ зерен. В настоящем изобретении Zr не является важным компонентом, однако для получения указанных функциональных эффектов его включают в состав сплава. В то же время повышение содержания Zr до уровня, составляющего более чем 0,1 мас.%, может приводить к выпадению нежелательной фазы (например, NiZr-фазы), вызывающему снижение ковкости. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание Zr составляет 0,005-0,08 мас.%, а в более предпочтительном варианте - 0,01-0,05 мас.%.
С: 0,001-0,15 мас.%
С представляет собой компонент, обеспечивающий в результате сегрегации по границам кристаллических зерен γ-фазы и формирования частиц карбида повышение прочности границ зерен. Для получения указанных функциональных эффектов содержание С в предпочтительном варианте осуществления составляет 0,001 мас.% или более. В то же время повышение содержания С до уровня, составляющего более чем 0,15 мас.%, приводит к формированию чрезмерного количества частиц карбида, вызывающему снижение характеристик ползучести, ковкости и коррозионной стойкости. Кроме того, избыток частиц карбида может приводить к возникновению дефектов литья. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание С составляет 0,01-0,12 мас.%, а в более предпочтительном варианте - 0,02-0,1 мас.%.
В: 0,001-0,1 мас.%
В представляет собой компонент, обеспечивающий в результате сегрегации кристаллических зерен γ-фазы и формирования частиц борида повышение прочности границ зерен. Для получения указанных функциональных эффектов содержание В предпочтительном варианте осуществления составляет 0,001 мас.% или более. В то же время повышение содержания В до уровня, составляющего более чем 0,1 мас.%, приводит к сужению диапазона возможных температур термической обработки на твердый раствор, вызывающему снижение характеристик ползучести. Поэтому в предпочтительном варианте осуществления содержание В составляет 0,005-0,08 мас.%, а в более предпочтительном варианте - 0,01-0,04 мас.%.
Остальное: Ni и неизбежные примеси
Ni представляет собой основной компонент сплава с самым большим содержанием. К неизбежным примесям относят компоненты, появления которых в составе сплава чрезвычайно трудно избежать и содержание которых должно быть доведено до минимально возможного уровня. В состав таких неизбежных примесей входят Si (кремний), Мn (марганец), Р, S, О и N. При этом допустимое содержание этих примесей составляет 0,01 мас.% или менее для Si, 0,02 мас.% или менее для Мn, 0,01 мас.% или менее для Р, 0,01 мас.% или менее для S, 0,005 мас.% или менее для О и 0,005 мас.% или менее для N.
Формула [значение Р=0,18 × содержание Al+0,08 × содержание Ti+0,03 × содержание Та]: значение Р≥1,0
Значение Р представляет собой параметр, оказывающий влияние на количество выпадающих частиц γ'-фазы. Для достижения количества выпадающих частиц γ'-фазы, составляющего при 700°С 50 об.% или более, в предпочтительном варианте осуществления состав сплава регулируют так, что значение Р составляет 1,0 или более. В более предпочтительном варианте значение Р составляет 1,1 или более.
При этом для обеспечения требуемого количества выпадающих частиц γ'-фазы эвтектической реакции на последующих этапах псевдогомогенизирующей термической обработки и ковки в предпочтительном варианте осуществления γ'-фаза эвтектической реакции имеет температура растворения в твердом состоянии, составляющую 1100°С или более, а более предпочтительном варианте - 1180°С или более. Другими словами, в предпочтительном варианте осуществления состав сплава регулируют так, что обеспечивают выпадение  γ'-фазы эвтектической реакции с такой температурой растворения в твердом состоянии.
Этап псевдогомогенизирующей термической обработки
На этапе S2 псевдогомогенизирующей термической обработки слиток 10 сплава, полученный на этапе S1 плавления и заливки, подвергают выдержке при определенной температуре, предназначенной для устранения нежелательной сегрегации химических компонентов. Этап S2 псевдогомогенизирующей термической обработки в настоящем изобретении в значительной степени характеризуется тем, что получают псевдогомогенизированный слиток 20 сплава с преднамеренно оставленным некоторым количеством γ'-фазы эвтектической реакции, кристаллизованной в слитке 10.
Количество γ'-фазы эвтектической реакции, оставленной в псевдогомогенизированном слитке 20 сплава, в предпочтительном варианте осуществления составляет 1-15 об.%, а в более предпочтительном варианте - 1-8 об.%. При количестве γ'-фазы эвтектической реакции, составляющем менее чем 1 об.%, функциональный эффект пиннинга скольжения границ кристаллических зерен γ-фазы в заготовке из готового ковочного сплава на основе Ni становится недостаточным. В то же время повышение количества γ'-фазы эвтектической реакции в готовом ковочном сплаве на основе Ni до уровня, составляющего более чем 15 об.%, приводит к уменьшению количества γ'-фазы старения, в результате чего функциональный эффект упрочнения за счет выпадения становится недостаточным.
Для устранения нежелательной сегрегации в слитке 10 сплава и регулирования оставленного количества γ'-фазы эвтектической реакции выдержку при определенной температуре в предпочтительном варианте осуществления осуществляют как термическую обработку при 1140-1260°С. Кроме того, для подавления изменения количества выпадающих частиц γ'-фазы во время охлаждения после термической обработки в максимально возможной степени слиток 10 сплава в предпочтительном варианте осуществления подвергают быстрому охлаждению в диапазоне температур беспрепятственного выпадения γ'-фазы (γ'-фазы старения) (в частности, в диапазоне температур 1260-700°С). Предпочтительные способы охлаждения включают в себя воздушное охлаждение, газовое охлаждение и водяное охлаждение.
На этапе S2 на форму и размер частиц γ'-фазы эвтектической реакции сильное действие оказывает этап S1 плавления и заливки. Поэтому частицы γ'-фазы эвтектической реакции в псевдогомогенизированном слитке 20 сплава, как правило, имеют распределение по размерам с широким диапазоном частот, составляющим приблизительно 1-100 мкм.
На Фиг. 2 представлено изображение микроструктуры псевдогомогенизированного слитка сплава в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения в разрезе, полученное с помощью сканирующего электронного микроскопа (SEM-изображение). Как показано на фиг. 2, между кристаллическими зернами γ-фазы, представляющей собой матричную фазу, распределены выпавшие частицы γ'-фазы эвтектической реакции, имеющие широкий диапазон частот в распределении по размерам.
Этап ковки
На этапе S3 ковки псевдогомогенизированный слиток 20 сплава подвергают ковке для формирования кованой заготовки 30 требуемой формы. Никаких особых ограничений на способ ковки не существует. Возможно использование любых известных из уровня техники способов (например, горячей ковки, теплой ковки и холодной ковки). Однако в предпочтительном варианте осуществления ковку осуществляют при температуре, позволяющей в максимально возможной степени исключить диапазон температур беспрепятственного выпадения γ'-фазы старения.
При этом ковка в соответствии с настоящим изобретением, помимо ковки в штампах, может включать в себя экструдирование, прокатку, высадку, штамповку, вытяжку, волочение и т.п.
Как указано выше, псевдогомогенизированый слиток 20 сплава включает в себя в основном γ-фазу и γ'-фазу эвтектической реакции, причем частицы γ'-фазы эвтектической реакции имеют распределение по размерам с широким диапазоном частот, составляющим приблизительно 1-100 мкм. Ковка такого псевдогомогенизированного слитка 20 сплава приводит к измельчению частиц γ'-фазы эвтектической реакции, имеющих большой размер, и диспергированию этих частиц в процессе выполнения ковки. В то же самое время частицы γ'-фазы эвтектической реакции тормозят движение границ кристаллических зерен γ-фазы, вызываемое пластической обработкой. В результате кованая заготовка 30 приобретает микроструктуру, в которой частицы γ'-фазы эвтектической реакции оказываются зажатыми кристаллическими зернами γ-фазы на границах кристаллических зерен γ-фазы.
Средний размер частиц γ'-фазы эвтектической реакции в кованой заготовке 30 в предпочтительном варианте осуществления составляет 2-40 мкм, в более в предпочтительном варианте осуществления - 3-30 мкм, а в еще более предпочтительном варианте - 5-25 мкм. В случае, когда средний размер частиц γ'-фазы эвтектической реакции составляет менее чем 2 мкм, эффект пиннинга скольжения границ кристаллических зерен γ-фазы в готовой заготовке из ковочного сплава на основе Ni становится недостаточным. В то же время в случае, когда средний размер частиц γ'-фазы эвтектической реакции составляет более чем 40 мкм, происходит уменьшение числа частиц γ'-фазы эвтектической реакции, причем настолько, что эффект пиннинга скольжения границ кристаллических зерен γ-фазы в готовой заготовке из ковочного сплава на основе Ni также становится недостаточным.
При этом в настоящем изобретении не исключается возможность того, что в дополнение к γ'-фазе эвтектической реакции кованая заготовка 30 может включать в себя такие выпадающие фазы, как γ'-фазу старения, η-фазу, карбидную фазу и боридную фазу, выпадающие на этапе S3.
Этап термической обработки для растворения в твердом состоянии и укрупнения зерен
На этапе S4 термической обработки для растворения в твердом состоянии и укрупнения зерен кованую заготовку 30 подвергают термической обработке при относительно высокой температуре, в результате которой обеспечивают растворение выпадающих фаз, отличных от γ'-фазы эвтектической реакции, в твердом состоянии, а также рекристаллизацию и укрупнение кристаллических зерен γ-фазы и получение рекристаллизованной крупнозернистой заготовки 40. В предпочтительном варианте осуществления термическую обработку на этапе S4 выполняют при температуре не ниже, чем температура растворения γ'-фазы старения в твердом состоянии, но ниже, чем температура растворения γ'-фазы эвтектической реакции в твердом состоянии (значительно ниже, чем температура эвтектики заготовки из сплава на основе Ni).
При этом в случае, когда на предыдущем этапе S3 ковки осуществляют горячую ковку, в результате которой кованая заготовка подвергается достаточной рекристаллизации и становится крупнозернистой, этап S4 можно не проводить. В этом случае кованую заготовку 30 обрабатывают как рекристаллизованную крупнозернистую заготовку 40. В то же время в случае недостаточной степени рекристаллизации и крупнозернистости после горячей ковки или при выполнении теплой ковки или холодной ковки кованую заготовку 30 в предпочтительном варианте осуществления подвергают соответствующей обработке на этом этапе S4.
На этапе S4 оставленные частицы γ'-фазы эвтектической реакции тормозят движение границ кристаллических зерен γ-фазы в процессе рекристаллизации этих зерен. Другими словами, процесс рекристаллизации и укрупнения кристаллических зерен γ-фазы происходит в условиях, когда частицы γ'-фазы эвтектической реакции остаются на границах кристаллических зерен γ-фазы. В частности, в случае относительно малого количества выпадающих частиц γ'-фазы эвтектической реакции средний размер зерен γ-фазы становится относительно большим, а в случае относительно большого количества выпадающих частиц γ'-фазы эвтектической реакции средний размер зерен γ-фазы становится относительно небольшим.
В частности, в предпочтительном варианте осуществления средний размер зерен γ-фазы составляет 15-200 мкм, в более предпочтительном варианте - 30-180 мкм, а в еще более предпочтительном варианте - 50-150 мкм. Уменьшение среднего размера зерен γ-фазы до уровня, составляющего менее чем 15 мкм, приводит к возникновению затруднений в достижении удовлетворительных характеристик ползучести в готовой заготовке из ковочного сплава на основе Ni. В то же время увеличение среднего размера зерен γ-фазы до уровня, составляющего более чем 200 мкм, приводит к возникновению затруднений в достижении удовлетворительных характеристик при растяжении в готовой заготовке из ковочного сплава на основе Ni.
Этап старящей термической обработки
На этапе S5 старящей термической обработки рекристаллизованную крупнозернистую заготовку 40 подвергают старящей термической обработке, обеспечивающей выпадение частиц γ'-фазы старения в кристаллических зернах γ-фазы и возможность получения заготовки 50 из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения. Никаких особых ограничений на условия термической обработки на этом этапе S5 не существует. Возможно использование любых известных из уровня техники условий (например, 600-1100°С).
Как было отмечено выше, одним из основных признаков заготовки 50 из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения является включение в способ изготовления этой заготовки этапа S2 псевдогомогенизирующей термической обработки для подготовки псевдогомогенизированного слитка 20 сплава, проведение которого не требует никакого специального технологического оборудования. Другими словами, настоящее изобретение имеет преимущество, которое заключается в том, что позволяет получить заготовку из ковочного сплава на основе Ni с использованием сплава на основе Ni, упрочняемого в результате выпадения, со сверхвысокой степенью выпадения с выходом годных, сравнимым с выходом годных из ковочного сплава на основе Ni, известного из уровня техники, (т.е. без особого повышения издержек производства).
Изделие с использованием заготовки из ковочного сплава на основе Ni
На фиг. 3 представлен схематический вид в перспективе лопатки ротора турбины в качестве высокотемпературного элемента конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения. Как показано на фиг. 3, лопатка 100 ротора турбины, в общем, включает в себя перо 110 лопатки, хвостовик 120 и ножку 130 лопатки (или ласточкин хвост). Хвостовик 120 включает в себя бандажную полку 121 и радиальные охлаждающие ребра 122. При этом в случае газовой турбины размер обычной лопатки ротора турбины (длина в продольном направлении на фигуре) составляет приблизительно 10-100 см, а масса - приблизительно 1-10 кг.
Лопатка ротора турбины 100 в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения имеет микроструктуру, в которой в дополнение к частицам γ'-фазы старения, выпадающим в кристаллических зернах γ-фазы, между кристаллическими зернами γ-фазы, представляющей собой матричную фазу, распределены частицы γ'-фазы. Такая микроструктура обеспечивает возможность получения механических характеристик, в том числе характеристик при растяжении и характеристик ползучести, более высокого уровня, чем характеристики лопаток ротора, известные из уровня техники. Это позволяет говорить о возможности достижения более высокой температуры основной текучей среды и изготовления более длинных и/или более тонких лопаток турбины среды с целью повышения термического КПД турбины.
На фиг. 4 представлен схематический вид в перспективе крепежного штифта в качестве высокотемпературного элемента конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения. В случае нарезания винтовой резьбы на крепежный штифт 200, показанный на фиг. 4, этот штифт может быть использован в качестве болта. На фиг. 5 представлен схематический вид в перспективе образца для испытаний в качестве высокотемпературного элемента конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения. Образец 300 для испытаний, показанный на фиг. 5, снабжен охладительными отверстиями 310 и может быть использован в качестве образца для испытаний краевого участка лопатки статора турбины.
Как и рассмотренная выше лопатка 100 ротора турбины, крепежный штифт 200, болт и образец 300 для испытаний в соответствии с настоящим изобретением имеют механические характеристики, в том числе характеристики на растяжение и характеристики ползучести, более высокого уровня, чем характеристики элементов конструкции турбины, известных из уровня техники, что может способствовать повышению термического КПД турбины.
ПРИМЕРЫ
Ниже приводится более подробное описание настоящего изобретения, сопровождаемое ссылками на ряд экспериментов. Однако настоящее изобретение не ограничивается этими экспериментами и может включать в себя их варианты.
Эксперимент 1
Изготовление слитков AI-1-AI-8 сплава
В соответствии с описанным выше этапом S1 плавления и заливки были изготовлены слитки AI-1-AI8 сплава, имеющие номинальные химические составы, приведенные в Таблице 1. При этом "Остальное" в столбце Ni означает неизбежные примеси, включенные в состав компонента Ni, а "-" в Таблице 1 означает отсутствие соответствующего компонента.
Значение Р=0,18 × содержание Аl+0,08 × содержание Ti+0,03 × содержание Та
Как показано в Таблице 1, слитки AI-1-AI-8 сплава удовлетворяют технологическим параметрам по химическому составу в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения. В то же время слиток AI-8 сплава не удовлетворяет технологическим параметрам по значению Р в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения.
Эксперимент 2
Получение псевдогомогенизированных слитков HI-1 - HI-7 сплава и полностью гомогенизированных слитков HI-8 - HI-11 сплава
В соответствии с описанным выше этапом S2 псевдогомогенизирующей термической обработки были подготовлены псевдогомогенизированные слитки HI-1 - HI-7 сплава с преднамеренно оставленными частицами γ'-фазы эвтектической реакции. Кроме того, были подготовлены полностью гомогенизированные слитки HI-8 - HI-11 сплава, в котором γ'-фаза была подвергнута полному растворению в твердом состоянии в результате гомогенизирующей термической обработке, известной из уровня техники.
Технологические параметры псевдогомогенизированных слитков HI-1 - HI-7 сплава и полностью гомогенизированных слитков HI-8 - HI-11 сплава приведены в Таблице 2. При этом расчет равновесной объемной доли γ'-фазы при 700°С был проведен с использованием программного обеспечения для расчета значений физических свойств материалов (JMatPro, UES Software Asia Inc.) и термодинамической базы данных. Кроме того, по результатам анализа SEM-изображения микроструктуры в разрезе (см. фиг. 2, например) с помощью программы ImageJ, разработанной сотрудниками Национальных институтов здоровья (NIH), был проведен расчет объемной доли γ'-фазы эвтектической реакции.
Как показано в Таблице 2, каждый из псевдогомогенизированных слитков HI-1 - HI-7 сплава имеет значение Р, составляющее 1,0 или более, и равновесную объемную долю γ'-фазы, составляющую при 700°С 50 об.% или более. Кроме того, все эти слитки содержат некоторое количество оставленной γ'-фазы эвтектической реакции. При этом на рассмотренной выше фиг. 2 представлено SEM-изображение микроструктуры псевдогомогенизированного слитка HI-3 сплава в разрезе. Отдельное подтверждение получило наличие микроструктуры, подобной представленной на фиг. 2, и в других псевдогомогенизированных слитках.
В то же время полностью гомогенизированные слитки HI-8 - HI-10 сплава соответственно из слитков AI-2, AI-4 и AI-5 сплава имеют значение Р, составляющее 1,0 или более, и равновесную объемную долю γ'-фазы, составляющую при 700°С 50 об.% или более, однако не содержат никакой оставленной γ'-фазы эвтектической реакции. Кроме того, полностью гомогенизированный слиток HI-11 имеет значение Р, составляющее менее чем 1,0, и равновесную объемную долю γ'-фазы, составляющую при 700°С менее чем 50 об.%, и не содержит никакой оставленной γ'-фазы эвтектической реакции.
Эксперимент 3
Изготовление слитков заготовок FA-1-FA-11 из ковочного сплава на основе Ni
В соответствии с описанными выше этапами от этапа S3 ковки до этапа S5 старящей термической обработки из псевдогомогенизированных слитков HI-1 - HI-7 сплава и полностью гомогенизированных слитков HI-8-HI-11 сплава, полученных при проведении Эксперимента 2, были изготовлены заготовки FA-1 -FA-11 из ковочного сплава на основе Ni. В частности, на этапе S3 ковки была выполнена горячая ковка при температуре не ниже, чем температура растворения γ'-фазы старения в твердом состоянии, но ниже, чем температура эвтектики заготовки из сплава на основе Ni (с коэффициентом уковки, составляющим 2 или более). На этапе S4 термической обработки для растворения в твердом состоянии и укрупнения кристаллических зерен была выполнена термическая обработка слитков с поддержанием той же температуры, что и при горячей ковке. Старящая термическая обработка на этапе S5 была выполнена с поддержанием температуры слитков при 800°С.
Эксперимент 4
Наблюдение микроструктуры и измерение механических характеристик заготовок FA-1 - FA-11 из ковочного сплава на основе Ni
Наблюдение микроструктуры было проведено с использованием сканирующего электронного микроскопа, оснащенного энергодисперсионным рентгеновским анализатором (с использованием SEM-EDX-анализатора). Полученные SEM-изображения были подвергнуты анализу с использованием программного обеспечения для обработки изображений (ImageJ), которое позволило провести расчет среднего размера зерен γ-фазы и средний размер частиц γ'-фазы эвтектической реакции. Полученные результаты приведены в Таблице 3.
На фиг. 6 представлено SEM-изображение, иллюстрирующее пример микроструктуры в разрезе заготовки FA-2 из ковочного сплава на основе Ni, полученной с использованием псевдогомогенизированного слитка HI-2 сплава. Как показано на Фиг. 6, заготовка FA-2 из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения имеет микроструктуру, содержащую частицы γ'-фазы после эвтектической реакции, выпавшие между кристаллическими зернами γ-фазы, и частицы γ'-фазы после выпадения в результате старения, выпавшие в кристаллических зернах γ-фазы. Отдельное подтверждение получило также наличие подобной микроструктуры в заготовках (FA-1, FA-3 -FA-7) из ковочного сплава на основе Ni, полученных с использованием других псевдогомогенизированных слитков сплава.
На фиг. 7 представлено SEM-изображение, иллюстрирующее пример микроструктуры в разрезе заготовки FA-8 из ковочного сплава на основе Ni, полученной с использованием полностью гомогенизированного слитка HI-8 сплава. Как показано на фиг. 7, заготовка FA-8 из ковочного сплава на основе Ni имеет микроструктуру, содержащую частицы γ'-фазы после выпадения в результате старения, выпавшие в кристаллических зернах γ-фазы, но не содержащую частиц γ'-фазы после эвтектической реакции, выпавших между кристаллическими зернами γ-фазы (т.е. микроструктуру, известную из предшествующего уровня техники). Отдельное подтверждение получило также наличие подобной микроструктуры в заготовках (FA-9-FA-11) из ковочного сплава на основе Ni, полученных с использованием других полностью гомогенизированных слитков сплава.
Измерения механических характеристик были проведены следующим образом. Во-первых, для измерения характеристик ползучести при 780°С и напряжении 500 МПа было осуществлено испытание на ползучесть и было измерено время разрушения при ползучести. С учетом требуемых характеристик высокотемпературного элемента конструкции турбины, к которому относится настоящее изобретение, время разрушения при ползучести, составляющее 100 часов или более, оценивалось как "удовлетворительное", а время разрушения при ползучести, составляющее менее чем 100 часов, - как "неудовлетворительное". Характеристики ползучести с удовлетворительной оценкой означают, что температура, при которой время разрушения при ползучести достигает 100000 часов при напряжении 500 МПа, составляет не ниже 650°С. Такие характеристики ползучести можно расценивать как сопоставимые с характеристиками ползучести заготовки из сплава на основе Ni, полученной в результате однонаправленного отвердевания. Результаты приведены в Таблице 3.
Во-вторых, для измерения характеристик при растяжении при комнатной температуре в соответствии со стандартом JIS Z 2241 было проведено испытание на растяжение и был измерен предел прочности. С учетом требуемых характеристик высокотемпературного элемента конструкции турбины, к которому относится настоящее изобретение, предел прочности должен составлять 1200 МПа или более. Поэтому предел прочности, составляющий 1200 МПа или более, оценивался как "удовлетворительный", а предел прочности, составляющий менее чем 1200 МПа, - как "неудовлетворительный". Результаты приведены в Таблице 3.
Как показано в Таблице 3, заготовки FA-1 -FA-7 из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения были оценены как удовлетворительные как по характеристикам ползучести, так и по характеристикам при растяжении. В то же время заготовки FA-8-FA-10 из ковочного сплава на основе Ni, каждая из которых имеет микроструктуру, известную из предыдущего уровня техники, не удовлетворяют предъявляемым требованиям по характеристикам ползучести, несмотря на то, что были получены с использованием таких же слитков сплава, что и заготовки FA-2, 4 и 5 из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с изобретением. Кроме того, заготовка FA-11 из ковочного сплава на основе Ni, полученная с использованием слитка AI-8, сплава, имеющего равновесную объемную долю γ'-фазы при 700°С, составляющую менее чем 50 об.%, была оценена как неудовлетворительная как по характеристикам ползучести, так и по характеристикам при растяжении.
На основе результатов Эксперимента 4 был подтвержден высокий уровень характеристик ползучести и характеристик при растяжении заготовок из ковочного сплава на основе Ni в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения, имеющих микроструктуру с частицами γ'-фазы эвтектической реакции, выпадающими на границах кристаллических зерен γ-фазы.
Эксперимент 5
Анализ состава γ-фазы, γ'-фазы старения и γ'-фазы эвтектической реакции
Псевдогомогенизированные слитки HI-1 - HI-7 сплава, полученные при проведении Эксперимента 2, были подвергнуты перестариванию, в результате которого были получены опытные образцы для анализа состава, содержащие укрупненные частицы γ'-фазы старения с размером, составляющим приблизительно 5 мкм. Каждый из опытных образцов был подвергнут анализу с использованием SEM-EDX-анализатора, в результате которого был определен химический состав γ-фазы, γ'-фазы старения и γ'-фазы эвтектической реакции этих образцов.
В частности, анализ химического состава каждой фазы был проведен в десяти точках, по которым было вычислено среднее значение. Анализу были подвергнуты восемь элементов: Ni, Сr, Со, W, Мо, Al, Ti и Та, общее содержание которых было принято за 100 мас.%. Полученные результаты для опытного образца из псевдогомогенизированного слитка HI-2 сплава приведены в Таблице 4.
Как показано в Таблице 4, как в γ'-фазе старения, так и в γ'-фазе эвтектической реакции содержание Ni, Al, Ti и Та превышает содержание этих элементов в γ-фазе матричной фазы. Кроме того, сравнение γ'-фазы старения и γ'-фазы эвтектической реакции показывает более высокое содержание Ni, Al и Ti и более низкое содержание W в γ'-фазе эвтектической реакции, чем в γ'-фазе старения. Считают, что это различие обусловлено различием механизмов выпадения γ'-фазы старения, выпадающей из γ-фазы, и γ'-фазы эвтектической реакции, выпадающей из жидкой фазы при эвтектической температуре. И это различие по составу, как считают, приводит к различию температур растворения в твердом состоянии.
Отдельное подтверждение подобных результатов анализа состава было получено и на опытных образцах для анализа состава из других слитков (HI-1, HI3 - HI-7) сплава. При этом в опытном образце из псевдогомогенизированного слитка HI-3 сплава, который не содержал компонента Ti, никакого особого различия в отношении компонента Ti между γ'-фазой старения и γ'-фазой эвтектической реакции обнаружено не было.
Рассмотренные выше варианты осуществления и примеры были приведены в целях обеспечения понимания сущности настоящего изобретения, однако изобретение не ограничивается этими рассмотренными вариантами осуществления и примерами. Например, часть варианта осуществления может быть замещена или дополнена известным уровнем техники. Т.е. в пределах технической концепции изобретения часть варианта осуществления изобретения может быть объединена с известным уровнем техники и изменена на основе известного уровня техники.
Условные обозначения
10 - слиток сплава;
20 - псевдогомогенизированный слиток сплава;
30 - кованая заготовка;
40 - рекристаллизованная крупнозернистая заготовка;
50 - заготовка из ковочного сплава на основе Ni;
100 - лопатка ротора турбины;
110 - перо лопатки;
120 - хвостовик;
121 - бандажная полка;
122 - радиальное охлаждающее ребро;
130 - ножка лопатки;
200 - крепежный штифт;
300 - образец для испытаний; и
310 - охладительное отверстие.