СУПЕРСПЛАВ НА НИКЕЛЕВОЙ ОСНОВЕ, МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ ЛОПАТКА И ТУРБОМАШИНА
SUPERALLOY BASED ON NICKEL, MONOCRYSTAL BLADE AND TURBOMACHINE

Уровень техники
Настоящее раскрытие относится суперсплавам на никелевой основе для газовых турбин, в частности, для стационарных лопаток, также известных под наименованиями «сопла» или «выпрямители», или подвижных лопаток газовой турбины, например, в авиационно-космической отрасли промышленности.
Суперсплавы на никелевой основе, как известно, используются при изготовлении неподвижных или подвижных монокристаллических лопаток газовых турбин для самолетных и вертолетных двигателей.
Основные преимущества данных материалов заключаются в наличии комбинации из высокого сопротивления разрушению при ползучести при высоких температурах и стойкости к окислению и корродированию.
Со временем суперсплавы на никелевой основе для монокристаллических лопаток подвергли существенным изменениям их химического состава с целью, в частности, улучшения их характеристик ползучести при высоких температурах при одновременном сохранении стойкости к воздействию очень агрессивной окружающей среды, в которой данные суперсплавы используются.
В дополнение к этому, были разработаны металлические покрытия, адаптированные для данных сплавов, для увеличения их стойкости к воздействию агрессивной окружающей среды, в которых используют данные сплавы, в том числе стойкости к окислению и стойкости к корродированию. В дополнение к этому, для уменьшения температуры на поверхности металла может быть добавлено керамическое покрытие, характеризующееся низкой теплопроводностью и исполняющее функцию термического барьера.
Обычно система полной защиты состоит из по меньшей мере двух слоев.
Первый слой, также называемый подслоем или соединительным слоем, осаждают непосредственно на защищаемом компоненте из суперсплава на никелевой основе, также известном под наименованием «подложка», например, лопатке. За стадией осаждения следует стадия диффундирования соединительного слоя в суперсплав. Осаждение и диффундирование также могут быть проведены и в одну стадию.
x
y
x
y
z
Материалы, в общем случае использованные для получения данного соединительного слоя, включают образующие оксид алюминия металлические сплавы, относящиеся к типу MCrAlY (M = Ni (никель) или Со (кобальт) или смесь из Ni и Со, Cr = хром, Al = алюминий и Y = иттрий) или сплавы, относящиеся к типу алюминида никеля (NiAl), при этом некоторые из них также содержат платину (NiAlPt).
Второй слой, обычно называемый термобарьерным покрытием (ТБП), представляет собой керамическое покрытие, содержащее, например, обработанный оксидом иттрия диоксид циркония, также называемый стабилизированным оксидом иттрия диоксидом циркония, (YSZ), или частично стабилизированным оксидом иттрия диоксидом циркония, (YPSZ), и обладающее пористой структурой. Данный слой может быть осажден при использовании различных способов, таких как электронно-лучевое физическое осаждение из паровой фазы (ЭЛ-ФОПФ), атмосферное плазменное напыление (АПН), плазменное напыление суспензии (ПНС) или другие способы производства пористого керамического покрытия, характеризующегося низкой теплопроводностью.
Вследствие использования данных материалов при высоких температурах, например, от 650°С до 1150°С, между суперсплавом на никелевой основе подложки и металлическим сплавом соединительного слоя возникают явления микроскопического взаимного диффундирования. Данные явления взаимного диффундирования, связанные с окислением соединительного слоя, модифицируют, в частности, химический состав, микроструктуру и, следовательно, механические свойства соединительного слоя, сразу после изготовления покрытия, и затем во время использования лопатки в турбине. Данные явления взаимного диффундирования также модифицируют химический состав, микроструктуру и, следовательно, механические свойства суперсплава подложки под покрытием. Таким образом, в суперсплавах с высоким содержанием тугоплавких элементов, в частности, рения, может быть сформирована вторичная реакционная зона (ВРЗ) в суперсплавах под покрытием на глубину в несколько десятков или даже сотен микрометров. Механические характеристики данной зоны ВРЗ значительно ниже, чем механические характеристиками подложки из суперсплава. Формирование зоны ВРЗ является нежелательным, поскольку это приводит к значительному уменьшению механической прочности суперсплава.
Данные изменения соединительного слоя совместно с полями напряжений, связанными с ростом слоя оксида алюминия, который формируется во время эксплуатации на поверхности данного соединительного слоя, также известного под наименованием «термически выращенный оксид (ТВО)», и различиями коэффициентов термического расширения между различными слоями создают декогезию в зоне поверхности раздела между подслоем и керамическим покрытием, что может приводить к частичному или полному отшелушиванию керамического покрытия. После этого металлическая деталь (подложка из суперсплава и металлический соединительный слой) подвергаются воздействию и непосредственно подвергаются воздействию газообразных продуктов сгорания, что увеличивает риск повреждения лопатки и, таким образом, газовой турбины.
В дополнение к этому, сложная химия данных сплавов может приводить к дестабилизированию их оптимальной микроструктуры при проявлении частиц нежелательной фазы во время выдерживания деталей, образованных из данных сплавов, при высокой температуре. Данное дестабилизирование имеет негативные последствия для механических свойств данных сплавов. Эти нежелательные фазы со сложной кристаллической структурой и хрупкой природой, называются топологически плотно-упакованными (ТПУ) фазами.
Кроме того, в компонентах, таких как лопатки, при их изготовлении путем направленного затвердевания могут формироваться дефекты отливки. Эти дефекты обычно представляют собой дефекты зерна «пятнистого» типа, наличие которых может привести к преждевременному выходу из строя данной детали во время эксплуатации. Наличие данных дефектов, связанных с химическим составом суперсплава, обычно приводит к отбраковыванию компонента, что увеличивает производственную себестоимость.
Предмет и сущность изобретения
Настоящее раскрытие направлено на предложение композиций суперсплавов на никелевой основе для изготовления монокристаллических компонентов, с улучшенными эксплуатационными характеристиками, относящимися к сроку службы и механической прочности, а также позволяет снизить себестоимость деталей уменьшить коэффициент выбраковки по сравнению с существующими сплавами. Данные суперсплавы характеризуются более высокой стойкостью к ползучести при высокой температуре по сравнению с существующими сплавами, в то же время демонстрируя хорошую стабильность микроструктуры в объеме суперсплава (низкой чувствительности к формированию структур ТПУ), хорошую стабильность микроструктуры под соединительным слоем термобарьерного покрытия (низкая чувствительности к формированию зоны ВРЗ), хорошую стойкость к окислению и корродированию одновременно избегая формирования паразитных зерен, относящихся к «пятнистому» типу.
Для данной цели настоящее раскрытие относится к суперсплаву на никелевой основе, содержащему, в массовых процентах в массовых процентах, от 4,0 до 5,5% рения, от 1,0 до 3,0% рутения, от 2,0 до 14,0% кобальта, от 0,30 до 1,00% молибдена, от 3,0 до 5,0% хрома, от 2,5 до 4,0% вольфрама, от 4,5 до 6,5% алюминия, от 0,50 до 1,50% титана, от 8,0 до 9,0% тантала, от 0,15 до 0,30% гафния, предпочтительно от 0,16 до 0,30% гафния, предпочтительно от 0,17 до 0,30% гафния, предпочтительно от 0,18 до 0,30% гафния, еще более предпочтительно от 0,20 до 0,30% гафния, от 0,05 до 0,15% кремния, предпочтительно от 0,08 до 0,12% кремния, еще более предпочтительно 0,10% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Данный суперсплав предназначен для изготовления монокристаллических компонентов газовой турбины, таких как неподвижные или подвижные лопатки.
Благодаря данной композиции суперсплава на никелевой (Ni) основе улучшается стойкость к ползучести по сравнению с существующими суперсплавами, в частности, при температурах, доходящих вплоть до 1200°С.
Следовательно, этот сплав характеризуется улучшенной стойкостью к высокотемпературной ползучести. Этот сплав также характеризуется улучшенной стойкостью к корродированию и окислению.
3
Данные суперсплавы характеризуются плотностью, меньшей или равной 9,00 г/см (граммы на кубический сантиметр).
2
3
Компонент из монокристаллического суперсплава на никелевой основе получают способом направленного затвердевания при термическом градиенте во время литья по выплавляемым моделям. Монокристаллический суперсплав на никелевой основе содержит аустенитную матрицу, обладающую гранецентрированной кубической структурой, которая представляет собой твердый раствор на никелевой основе, известный под наименованием «гамма-фаза (γ)». Данная матрица включает выделения упрочняющей гамма-штрих-фазы (γ’), обладающие упорядоченной кубической структурой L1 и относящиеся к типу NiAl. Таким образом, данный набор (матрица и выделения) описывается как суперсплав γ/γ’.
В дополнение к этому, данная композиция суперсплава на никелевой основе позволяет выполнять термическую обработку, которая возвращает обратно в раствор выделения фазы γ’ и эвтектические фазы γ/γ’, которые формируются во время затвердевания суперсплава. Таким образом, может быть получен монокристаллический суперсплав на никелевой основе, включающий выделения γ’, имеющие контролируемый размер, предпочтительно в диапазоне между 300 и 500 нанометрами (нм), и содержащие маленькую долю эвтектических фаз γ/γ’.
Термическая обработка также позволяет контролировать объемную долю выделений фазы γ’, присутствующих в монокристаллическом суперсплаве на никелевой основе. Объемный процент выделений фазы γ’ может быть больше или равен 50%, предпочтительно больше или равен 60%, еще более предпочтительно равен 70%.
Основные легирующие элементы представляют собой кобальт (Со), хром (Cr), молибден (Мо), рений (Re), рутений (RU), вольфрам (W), алюминий (Al), титан (Ti) и тантал (Та).
Неосновные легирующие элементы представляют собой гафний (Hf) и кремний (Si), для которых максимальный уровень содержания составляет менее, чем 1 мас.%.
Неизбежные примеси включают серу (S), углерод (С), бор (В), иттрий (Y), лантан (La) и церий (Се). Неизбежные примеси определяются как те элементы, которые не добавляют в композицию преднамеренно, и которые вводятся совместно с другими элементами.
Добавление вольфрама, хрома, кобальта, рения, рутения или молибдена в основном используют для армирования аустенитной матрицы γ, обладающей гранецентрированной кубической (гцк) кристаллической структурой, в результате твердо-растворного упрочнения.
3
Добавление алюминия (Al), титана (Ti) или тантала (Та) промотирует формирование выделений упрочняющей фазы γ’-Ni(Al, Ti, Ta).
Рений (Re) замедляет диффундирование химических веществ в суперсплаве и ограничивает коалесценцию выделений фазы γ’ во время эксплуатации при высокой температуре, которая представляет собой явление, приводящее к уменьшению механической прочности. Таким образом, рений улучшает стойкость к ползучести при высокой температуре суперсплава на никелевой основе. Однако, чрезмерно высокая концентрация рения может приводить к формированию выделений интерметаллических фаз ТПУ, например, фазы σ, фазы Ρ или фазы μ, которые оказывают неблагоприятное воздействие на механические свойства суперсплава. Избыточная концентрация рения также может приводить к формированию вторичной реакционной зоны в суперсплаве ниже соединительного слоя, что оказывает неблагоприятное воздействие на механические свойства суперсплава. В частности, добавление рутения может вытеснить часть рения в фазе γ и ограничить образование ТПУ.
2
3
Одновременное добавление кремния и гафния улучшает стойкость к окислению в горячем состоянии для суперсплавов на никелевой основе в результате увеличения адгезии слоя оксида алюминия (AlO), который формируется на поверхности суперсплава при высокой температуре. Данный слой оксида алюминия формирует пассивирующий слой на поверхности суперсплава на никелевой основе и барьер для диффундирования кислорода снаружи вовнутрь суперсплава на никелевой основе. Однако, гафний может быть добавлен также и без добавления кремния, или, наоборот, кремний может быть добавлен также и без добавления гафния, а стойкость к окислению в горячем состоянии для суперсплава все еще может быть улучшена.
В дополнение к этому, добавление хрома или алюминия улучшает стойкость суперсплава к окислению и высокотемпературному корродированию. В частности, хром является существенным при увеличении стойкости к корродированию в горячем состоянии суперсплавов на никелевой основе. Однако, чрезмерно высокое содержание хрома ведет к уменьшению температуры растворения фазы γ’ суперсплава на никелевой основе, то есть, температуры, выше которой фаза γ’ полностью растворяется в матрице γ, что является нежелательным. Поэтому концентрация хрома находится между 3,0 и 5,0 мас.% для того, чтобы поддерживать высокую температуру растворения фазы γ’ суперсплава на никелевой основе, например, большей или равной 1250°С, но также для того чтобы избежать формирования топологически компактных фаз в матрице γ, которые являются высоконасыщенными по легирующим элементам, таким как рений, молибден или вольфрам.
Добавление кобальта, который представляет собой элемент, близкий к никелю и частично замещает никель, приводит к формированию твердого раствора с никелем в матрице γ. Кобальт упрочняет матрицу γ и уменьшает восприимчивость к формированию выделений ТПУ и формированию зоны ВРЗ в суперсплаве под защитным покрытием. Однако, чрезмерно высокое содержание кобальта ведет к уменьшению температуры растворения фазы γ’ суперсплава на никелевой основе, что является нежелательным.
Добавление рутения усиливает матрицу γ и снижает чувствительность суперсплава к образованию ТПУ. В частности, добавление рутения позволяет заменить часть рения в фазе γ и ограничить образование ТПУ. Добавление рутения также может оказывать положительное влияние на адгезию керамического покрытия.
Добавление тугоплавких элементов, таких как молибден, вольфрам, рений или тантал, помогает замедлить механизмы, контролирующие ползучесть суперсплавов на никелевой основе, которые зависят от диффундирования химических элементов в суперсплав.
Очень низкое содержание серы в суперсплаве на никелевой основе увеличивает стойкость к окислению и корродированию в горячем состоянии, а также стойкость к выкрашиванию термического барьера. Низкое содержание серы менее, чем 2 ч./млн. (мас.) (части на миллион по массе) или в идеальном случае менее, чем 0,5 ч./млн. (мас.), позволяет оптимизировать данные свойства. Такое массовое содержание серы может быть получено в результате производства низкосернистого маточного расплава или при использовании способа десульфурации, осуществляемого после проведения разливки. В частности, возможно сохранить низкое содержание серы в результате адаптирования способа производства суперсплава.
Суперсплавы на никелевой основе определяют как суперсплавы с преобладающим содержанием никеля в массовых процентах в массовых процентах. В связи с этим необходимо понимать, что никель представляет собой элемент с наиболее высоким массовым процентом содержания в сплаве.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, от 4,5 до 5,5% рения, от 1,0 до 3,0 рутения, от 3,0 до 5,0% кобальта, от 0,30 до 0,80% молибдена, от 3,0 до 4,5% хрома, от 2,5 до 4,0% вольфрама, от 4,5 до 6,5% алюминия, от 0,50 до 1,50% титана, от 8,0 до 9,0% тантала, от 0,15 до 0,30% гафния, предпочтительно от 0,17 до 0,30% гафния, более предпочтительно от 0,20 до 0,30% гафния, от 0,05 до 0,15% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, от 4,0 до 5,5% рения, от 1,0 до 3,0% рутения, от 3,0 до 13,0% кобальта, от 0,40 до 1,00% молибдена, от 3,0 до 4,5% хрома, от 2,5 до 4,0% вольфрама, от 4,5 до 6,5% алюминия, от 0,50 до 1,50% титана, от 8,0 до 9,0% тантала, от 0,15 до 0,30% гафния, предпочтительно от 0,17 до 0,30% гафния, еще более предпочтительно от 0,20 до 0,30% гафния, от 0,05 до 0,15% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, от 4,0 до 5,0% рения, от 1,0 до 3,0 рутения, от 11,0 до 13,0% кобальта, от 0,40 до 1,00% молибдена, от 3,0 до 4,5% хрома, от 2,5 до 4,0% вольфрама, от 4,5 до 4,0 6,5% алюминия, от 0,50 до 1,50% титана, от 8,0 до 9,0% тантала, от 0,15 до 0,30% гафния, предпочтительно от 0,17 до 0,30% гафния, еще более предпочтительно от 0,20 до 0,30% гафния, от 0,05 до 0,15% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, 5,0% рения, 2,0 рутения, 4,0% кобальта, 0,50% молибдена, 4,0% хрома, 3,0% вольфрама, 5,4% алюминия, 1,00% титана, 8,5% тантала, 0,25%. гафний, 0,10% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, 5,0% рения, 2,0 рутения, 4,0% кобальта, 0,50% молибдена, 4,0% хрома, 3,5% вольфрама, 5,4% алюминия, 0,90% титана, 8,5% тантала, 0,25%. гафний, 0,10% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, 4,4% рения, 2,0 рутения, 4,0% кобальта, 0,70% молибдена, 4,0% хрома, 3,0% вольфрама, 5,4% алюминия, 1,00% титана, 8,5% тантала, 0,25%. гафний, 0,10% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, 4,4% рения, 2,0 рутения, 12,0% кобальта, 0,70% молибдена, 4,0% хрома, 3,0% вольфрама, 5,4% алюминия, 1,00% титана, 8,5% тантала, 0,25%. гафний, 0,10% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, 5,0% рения, 2,0 рутения, 4,0% кобальта, 0,50% молибдена, 3,5% хрома, 3,5% вольфрама, 5,4% алюминия, 0,90% титана, 8,5% тантала, 0,25%. гафний, 0,10% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Суперсплав может содержать, в массовых процентах, 4,4% рения, 2,0 рутения, 12,0% кобальта, 0,70% молибдена, 3,5% хрома, 3,5% вольфрама, 5,4% алюминия, 0,90% титана, 8,5% тантала, 0,25%. гафний, 0,10% кремния, остальное представляют собой никель и неизбежные примеси.
Настоящее раскрытие также относится к монокристаллической лопатке для турбомашин, содержащей суперсплав, как он определен выше.
Поэтому данная лопатка характеризуется улучшенной стойкостью к ползучести при высоких температурах.
Лопатка может содержать защитное покрытие, включающее металлический соединительный слой, осажденный на суперсплав, и керамический термический барьер, осажденный на металлический соединительный слой.
Благодаря композиции суперсплава на никелевой основе, формирование вторичной реакционной зоны в суперсплаве, представляющее собой результат явлений взаимного диффундирования между суперсплавом и подслоем, исключается или ограничивается.
Металлический соединительный слой может представлять собой сплав типа MCrAlY, или сплав типа алюминида никеля.
Керамический термический барьер может представлять собой материал на основе диоксида циркония, обработанного оксидом иттрия, или любое другое керамическое покрытие (на основе диоксида кремния), характеризующееся низкой теплопроводностью.
Лопасть может обладать структурой, ориентированной в кристаллографическом направлении <001>.
Данная ориентация в общем случае придает лопатке оптимальные механические свойства.
Настоящее раскрытие также относится к турбомашине, включающей лопатку, как она определена выше.
Краткое описание чертежей
Другие признаки и преимущества изобретения станут очевидными из последующего описания вариантов осуществления изобретения, представленных в порядке неограничивающих примеров, со ссылкой на единственную прилагаемую фигуру, на которой:
фиг. 1 представляет собой схематическое изображение продольного разреза турбомашины;
фиг. 2 представляет собой график, изображающий параметр отсутствия пятнистости (ПОП) для различных суперсплавов;
фиг. 3 представляет собой график, изображающий объемную концентрацию фазы γ’ при различных температурах и для различных суперсплавов.
Подробное описание изобретения
Суперсплавы на никелевой основе предназначены для изготовления монокристаллических лопаток с использованием способа направленного затвердевания при термическом градиенте. Получение данной монокристаллической структуры становится возможным благодаря использованию монокристаллических затравки или селектора зерен в начале затвердевания. Структура является ориентированной, например, в кристаллографическом направлении <001>, соответствующему ориентации, которая в общем случае придает суперсплавам оптимальные механические свойства.
3
Затвердевшие монокристаллические суперсплавы на никелевой основе обладают дендритной структурой и состоят из выделений γ’ Ni(Al, Ti, Ta), диспергированных в матрице γ, обладающей гранецентрированной кубической структурой, которая образует твердый раствор на никелевой основе. Данные выделения фазы γ’ являются гетерогенно распределенными в объеме монокристалла в связи с химической ликвацией, возникающей вследствие осуществления способа затвердевания. В дополнение к этому, в междендритных областях присутствуют эвтектические фазы γ/γ’, которые представляют собой предпочтительные центры инициирования трещин. Эти эвтектические фазы γ/γ’ формируются в конце затвердевания. Помимо этого, эвтектические фазы γ/γ’ формируются в ущерб мелким выделениям (имеющим размер, менее, чем один микрометр) упрочняющей фазы γ’. Данные выделения фазы γ’ составляют основной источник упрочнения суперсплавов на никелевой основе. Также присутствие остаточных эвтектических фаз γ/γ’ не дает возможности оптимизировать стойкость к ползучести в горячем состоянии для суперсплава на никелевой основе.
Действительно, как это было продемонстрировано, механические свойства суперсплавов, в частности, стойкости к ползучести, были оптимальными, когда формирование выделений γ’ было упорядоченным, то есть, когда выделения фазы γ’ выравнивались регулярно с размером в диапазоне от 300 до 500 нм, и когда совокупность γ/γ’ эвтектических фаз возвращалась в раствор.
солидус
Поэтому свежезатвердевшие суперсплавы на никелевой основе подвергают термической обработке для получения желательного распределения различных фаз. Первая термическая обработка является гомогенизирующей обработкой микроструктуры, цель которой заключается в растворении выделений фазы γ’ и исключении эвтектических фаз γ/γ’ или значительном уменьшении их объемной долевой концентрации. Данную обработку проводят при температуре, большей, чем температура растворения фазы γ’ и меньшей, чем температура начала плавления суперсплава (Т). После этого в конце данной первой термической обработки проводят закалку для получения мелкого и гомогенного диспергирования выделений γ’. Вслед за этим в две ступени проводят отпускные термические обработки при температурах, меньших, чем температура растворения фазы γ’. На перовой стадии для выращивания выделений γ’ до желательного размера, а после этого на второй стадии для увеличения объемной долевой концентрации данной фазы до приблизительно 70% при комнатной температуре.
На фиг. 1 демонстрируется вертикальное поперечное сечение турбореактивного двухконтурного двигателя 10 в вертикальной плоскости, проходящей через его основную ось А. Турбореактивный двигатель 10 включает, по ходу движения воздуха от верхней до нижней точки вентилятор 12, компрессор 14 низкого давления, компрессор 16 высокого давления, камеру 18 сгорания, турбину 20 высокого давления и турбину 22 низкого давления.
Турбина 20 высокого давления включает множество подвижных лопаток 20А, вращающихся совместно с ротором, и выпрямители 20В (стационарные лопатки), установленные на статоре. Статор турбины 20 включает множество статорных колец 24, скомпонованных напротив подвижных лопаток 20А турбины 20.
Таким образом, данные свойства делают данные суперсплавы интересными кандидатами для изготовления монокристаллических деталей для горячих частей турбореактивных двигателей.
Поэтому могут быть изготовлены подвижная лопатка 20А или выпрямитель 20В для турбомашинного оборудования, содержащие суперсплав, как он определен выше.
В альтернативном варианте, на подвижную лопатку 20А или выпрямитель 20В для турбомашинного оборудования, содержащие суперсплав, как он определен выше, наносят защитное покрытие, содержащее металлический соединительный слой.
Турбомашина, в частности, может представлять собой турбореактивный двигатель, такой как турбореактивный двухконтурный двигатель 10. Турбомашина также может представлять собой однопоточный турбореактивный двигатель, турбовинтовой двигатель или турбовальный двигатель.
Примеры
В настоящем раскрытии изучали шесть монокристаллических суперсплавов на никелевой основе (пример 1 - пример 6), которые сопоставляли с шестью коммерческими монокристаллическими суперсплавами CMSX-4 (пример 7), CMSX-4PlusC (пример 8), René N6 (пример 9), CMSX-10 (пример 10), MC-NG (пример 11) и TMS-138 (пример 12). Химическая композиция каждого из монокристаллических суперсплавов представлена в таблице 1, при этом композиция примера 9, кроме того, содержит 0,05 мас.% углерода (С) и 0,004 мас.% бора (В), композиция примера 10, кроме того, содержит 0,10 мас.% ниобия (Nb). Все суперсплавы являются суперсплавами на никелевой основе, то есть, остаток до 100% для продемонстрированных композиций состоит из никеля и неизбежных примесей.
Таблица 1
Re
Ru
Co
Mo
Cr
W
Al
Ti
Ta
Hf
Si
Пример 1
5,0
2,0
4,0
0,50
4,0
3,0
5,4
1,00
8,5
0,25
0,10
Пример 2
5,0
2,0
4,0
0,50
4,0
3,5
5,4
0,90
8,5
0,25
0,10
Пример 3
4,4
2,0
4,0
0,70
4,0
3,0
5,4
1,00
8,5
0,25
0,10
Пример 4
4,4
2,0
12,0
0,70
4,0
3,0
5,4
1,00
8,5
0,25
0,10
Пример 5
5,0
2,0
4,0
0,50
3,5
3,5
5,4
0,90
8,5
0,25
0,10
Пример 6
4,4
2,0
12,0
0,70
3,5
3,5
5,4
0,90
8,5
0,25
0,10
Пример 7
3,0
0,0
9,6
0,60
6,6
6,4
5,6
1,00
6,5
0,10
0,00
Пример 8
4,8
0,0
10,0
0,60
3,5
6,0
5,7
0,85
8,0
0,10
0,00
Пример 9
5,3
0,0
12,2
1,10
4,4
5,7
6,0
0,00
7,5
0,15
0,00
Пример 10
6,0
0,0
3,0
0,40
2,0
5,0
5,7
0,20
8,0
0,03
0,00
Пример 11
4,0
4,0
0,0
1,00
4,0
5,0
6,0
0,50
5,0
0,10
0,10
Пример 12
4,9
2,0
5,9
2,9
2,9
5,9
5,9
0,00
5,6
0,10
0,00
Плотность
Плотность при комнатной температуре для каждого суперсплава оценивали при использовании модифицированной версии формулы Халла (F. C. Hull, Metal Progress, November 1969, pp139-140). Данное эмпирическое уравнение было предложено Халлом. Эмпирическое уравнение основано на законе смесей и включает в себя поправочные члены, полученные на основе линейного регрессионного анализа экспериментальных данных (химических составов и измеренных плотностей) для 235 суперсплавов и нержавеющей сталей. Эта формула Халла была модифицирована, в частности, для учета таких элементов, как рений и рутений. Модифицированная формула Халла является следующей:
1
2
(1) D = 27,68 × [D + 0,14037 - 0,00137%Cr - 0,00139%Ni - 0,00142%Co - 0,00140%Fe - 0,00186%Mo - 0,00125%W - 0,00134%V - 0,00119%Nb - 0,00113%Ta + 0,0004%Ti + 0,00388%C + 0,0000187 (%Mo) - 0,0000506 (%Co) × (%Ti) - 0,00096%Re - 0,001131%Ru],
1
Cr
Ni
X
где D = 100/[(%Cr/D) + (%Ni/D)+ … + (%X/D)],
Cr
Ni
X
3
3
где D, D, …, D представляют собой плотности элементов Cr, Ni, …, X, в фунт/дюйм (фунты на о кубический дюйм), а D представляет собой плотность суперсплава, в г/см,
где %Cr, %Ni, … %X представляют собой уровни содержания, в массовых процентах, для элементов суперсплава Cr, Ni, …, X.
3
Рассчитанные плотности для сплавов изобретения и для сравнительных сплавов составляют менее, чем 9,00 г/см (см. таблицу 2).
Для проверки модифицированной модели Халла (уравнение (1)) сравнивают оцененные и измеренные плотности (см. таблицу 2). Оцененные и измеренные плотности согласуются друг с другом.
В таблице 2 демонстрируются различные параметры для суперсплавов примеров 1 - 12.
Таблица 2
Оцененная плотность (1) (г/см<sup>3</sup>)
Измеренная плотность (г/см<sup>3</sup>)
ПОП
ГШС
<img file="00000001.jpg" he="5" wi="4" img-content="undefined" img-format="jpg" />d
Пример 1
8,89
-
0,96
0,380
0,98
Пример 2
-
-
0,91
0,376
-
Пример 3
8,85
-
1,05
0,380
0,98
Пример 4
8,83
-
1,05
0,380
0,98
Пример 5
8,91
8,8
0,91
0,376
0,98
Пример 6
8,86
-
1,00
0,376
0,98
Пример 7
8,71
-
0,65
0,358
0,99
Пример 8
8,91
-
0,68
0,371
0,99
Пример 9
8,87
-
0,69
0,256
0,98
Пример 10
8,99
-
0,67
0,299
0,96
Пример 11
8,75
8,75
0,55
0,232
0,97
Пример 12
8,88
-
0,61
0,215
0,97
Параметр отсутствия пятнистости (ПОП)
(2) ПОП = [%Ta + 1,5%Hf + 0,5%Mo - 0,5%Ti)]/[%W + 1,2%Re)],
где %Cr, %Ni, …%X представляют собой уровни содержания, в массовых процентах, для элементов суперсплава Cr, Ni,..., X.
ПОП используют для количественной оценки чувствительности к формированию пятнистости во время направленного затвердевания заготовки (документ US 5,888,451). Для предотвращения формирования пятнистости параметр ПОП должен быть больше или равен 0,7.
Как это можно видеть в таблице 2 и на фиг. 2, все суперсплавы примеров 1-6 характеризуются параметром ПОП, больше или равным 0,7, в то время как коммерческие суперсплавы из примеров 7 - 12 характеризуются параметром ПОП менее, чем 0,7.
Гамма-штрих-стойкость (ГШС)
3
3
Собственная механическая прочность фазы γ’ увеличивается при увеличении содержания элементов, замещающих алюминий в соединении NiAl, таких как титан, тантал и часть вольфрама. Поэтому соединение фазы γ’ может быть записано в виде Ni(Al, Ti, Ta, W). Параметр ГШС используют при оценке уровня упрочнения фазы γ’:
Ti
Ta
W
Al
(3) ГШС = [C + C + (C/2)]/C,
Ti
Ta
W
Al
где C, C, C и C представляют собой концентрации, в атомных процентах, для элементов Ti, Ta, W и Al, соответственно, в суперсплаве.
Более высокий параметр ГШС благоприятствует достижению лучшей механической прочности суперсплава. Как это можно видеть из таблицы 2, параметр ГШС, рассчитанный для суперсплавов примеров 1 - 6 является более высоким, чем параметр ГШС, рассчитанный для коммерческих суперсплавов примеров 7 - 12.
Чувствительность к формированию структур ТПУ (d)
Параметр d определяется следующим далее образом:
(4) ,
i
i
где X представляет собой долю элемента i в суперсплаве, в атомных процентах, (Md) представляет собой значение параметра Md для элемента i.
В таблице 3 демонстрируются значения Md для различных элементов суперсплавов.
Таблица 3
Элемент
Md
Элемент
Md
Ti
2,271
Hf
3,02
Cr
1,142
Ta
2,224
Co
0,777
W
1,655
Ni
0,717
Re
1,267
Nb
2,117
Al
1,9
Mo
1,55
Si
1,9
Ru
1,006
Чувствительность к формированию структур ТПУ определяют при использовании параметра d в соответствии с методом New PHACOMP, который был разработан авторами Morinaga et al. (Morinaga et al., New PHACOMP and its application to alloy design, Superalloys 1984, edited by M. Gell et al., The Metallurgical Society of AIME, Warrendale, PA, USA (1984) pp. 523-532). В соответствии с данной моделью чувствительность суперсплавов к формированию структуры ТПУ увеличивается при увеличении значения параметра d.
Как это можно видеть из таблицы 2, суперсплавы примеров 1 - 12 характеризуются приблизительно равными значениями параметра d. Поэтому данные суперсплавы проявляют аналогичные чувствительности к формированию структур ТПУ, чувствительностями, которые имеют относительно низкие значения.
Температура растворения фазы γ’
Для вычисления температуры растворения фазы γ’ при равновесии использовали программное обеспечение ThermoCalc (база данных Ni25) на основе метода CALPHAD.
Как видно из таблицы 4, суперсплавы примеров 1 - 6 характеризуются более высокой температурой растворения фазы γ’, чем температура растворения фазы γ’ для суперсплавов примеров 7-12.
Объемная долевая концентрация фазы γ’
Для вычисления объемной долевой концентрации (объемного процента) фазы γ’ при равновесии в суперсплавах примеров 1 -12 при 950°С, 1150°С и 1200°С использовали программное обеспечение ThermoCalc (база данных Ni25) на основе метода CALPHAD.
Как видно из таблицы 4 и фиг. 3, суперсплавы примеров 1 - 6 характеризуются более высокими или сопоставимыми объемными долевыми концентрациями фазы γ’ по сравнению с объемными долевыми концентрациями фазы γ’ для коммерческих суперсплавов примеров 7 – 12.
Таким образом, комбинация высокой температуры растворения фазы γ’ и высоких объемных долевых концентраций фазы γ’ для суперсплавов примеров 1 - 6 является благоприятной для хорошей стойкости к ползучести при высоких и очень высоких температурах, например, при 1200°С. Следовательно, это сопротивление должно быть больше, чем сопротивление ползучести для коммерческих суперсплавов из примеров 7 - 12.
Таблица 4
Т<sub>растворение</sub> фазы γ’ (°C)
Объемная долевая концентрация фазы γ’ (% (об.))
950°C
1050°C
1200°C
Пример 1
1338
67,0
62,0
46,0
Пример 2
1335
67,6
62,4
45,9
Пример 3
1337
66,6
61,1
43,2
Пример 4
1276
60,0
51,2
22,7
Пример 5
1344
65,0
60,0
46,0
Пример 6
1295
58,0
50,0
38,0
Пример 7
1290
58,0
48,0
25,0
Пример 8
1320
63,0
57,0
36,0
Пример 9
1283
60,0
51,0
24,0
Пример 10
1374
65,0
60,0
46,0
Пример 11
1348
68,0
62,0
45,0
Пример 12
1321
67,0
58,0
35,0
Объемная долевая концентрация фазы σ, относящейся к типу ТПУ
Для вычисления объемной долевой концентрации (объемного процента) равновесной фазы σ в суперсплавах примеров 1 - 14 при 950°С и 1050°С (см. таблицу 5) использовали программное обеспечение ThermoCalc (база данных Ni25) на основе метода CALPHAD.
Рассчитанные объемные долевые концентрации для фазы σ равны нулю при 950°С для суперсплавов примеров 3,4 и 6 и являются относительно низкими для суперсплавов примеров 1 и 5, что отражает низкую чувствительность к формированию выделений структур ТПУ. Поэтому данные результаты подкрепляют результаты, полученные при использовании метода New PHACOMP (параметр d).
Массовая концентрация хрома, растворенного в матрице γ
Для вычисления содержания хрома (в массовых процентах) в фазе γ при равновесии в суперсплавах примеров 1-14 при 950°С, 1050°С и 1200°С использовали программное обеспечение ThermoCalc (база данных Ni25) на основе метода CALPHAD.
Как можно видеть из таблицы 5, концентрации хрома в фазе γ являются более высокими для суперсплавов примеров 1-6 по сравнению с концентрациями хрома в фазе γ для коммерческих суперсплавов примеров 7-12, что благоприятствует достижению лучшей стойкости к корродированию и окислению в горячем состоянии.
Таблица 5
Объемная долевая концентрация фазы σ, относящейся к типу ТПУ, (в% (об.))
Уровень содержания хрома в фазе γ(в% (масс.))
950°C
1050°C
950°C
1050°C
1200°C
Пример 1
0,4
0,00
8,80
7,80
6,00
Пример 2
0,00
0,00
11,30
9,90
7,30
Пример 3
0,0
0,00
8,50
7,60
5,80
Пример 4
0,0
0,00
8,10
5,50
4,80
Пример 5
0,7
0,05
8,70
7,90
6,30
Пример 6
0,0
0,00
8,10
7,00
5,20
Пример 7
0,7
0,00
12,80
10,90
7,84
Пример 8
1,2
0,50
7,40
6,43
4,82
Пример 9
1,0
0,25
8,37
7,10
5,25
Пример 10
0,9
0,40
3,62
3,36
2,77
Пример 11
0,8
0,20
7,83
7,10
5,70
Пример 12
0,4
0,60
5,60
4,80
3,70
Характеристики ползучести при очень высокой температуре
Испытания на ползучесть проводили для суперсплавов примера 2, примера 7, примера 9, примера 10. Испытания на ползучесть проводили при 1200°С и 80 МПа в соответствии с документом NF EN ISO 204 standard от августа 2009 года (Guide U125_J).
Результаты испытаний на ползучесть, в которых суперсплавы нагружали (80 МПа) при 1200°С, демонстрируются в таблице 6. Результаты представляют собой время в часах (час) при выходе образца из строя.
Таблица 6
Время до разрушения (час)
Пример 2
63
Пример 7
7
Пример 9
9
Пример 10
59
Суперсплав примера 2 показывают лучшие характеристики ползучести, чем суперсплавы примера 7 и примера 9. Суперсплав примера 10 также демонстрирует хорошие характеристики ползучести.
Характеристики циклического окисления при 1150°С
Суперсплавы подвергают термоциклированию, как описано в документе INS-TTH-001 and INS-TTH-002: Oxidative Cycling Test Method (Mass Loss Test and Thermal Barrier).
Образец суперсплава, подвергаемого испытанию (штифт, имеющий диаметр 20 мм и высоту 1 мм) подвергают термоциклированию, каждый цикл которого включает увеличение температуры до 1150°С на протяжении менее 15 мин (минут), 60-минутную остановку при 1150°С и турбинное охлаждение образца на протяжении 15 минут.
2
Термический цикл повторяют до тех пор, пока не наблюдается потеря массы образца для испытания, равная 20 мг/см (миллиграммы на квадратный сантиметр).
Срок службы для суперсплавов, подвергнутых испытаниям, демонстрируются в таблице 7.
Таблица 7
Эксплуатационный срок службы (часы)
Пример 2
> 1700
Пример 7
~ 230
Пример 8
~ 480
Пример 10
~ 100
Как это можно видеть, суперсплав примера 2 характеризуется намного более продолжительным сроком службы, чем суперсплавы примера 7, примера 8 и примера 9. Необходимо отметить, что характеристики окисления суперсплава примера 10 намного хуже, чем характеристиками суперсплава примера 2.
Стабильность микроструктуры
После старения на протяжении 300 часов при 1050°С в результате анализа изображения с помощью сканирующей электронной микроскопии, какой-либо фазы ТПУ для суперсплава из примера 2 не наблюдают.
Чувствительность к формированию дефектов литья
3
2
4
После формования способом литья по выплавляемым восковым моделям и направленного затвердевания в печи Бриджмена суперсплава примера 2 не наблюдали каких-либо дефектов, представляющих собой результат литья, в частности, относящихся к «пятнистому» типу. Дефекты, относящиеся к «пятнистому» типу, наблюдают после погружения образца в раствор на основе HNO/HSO.
Хотя настоящее раскрытие было описано со ссылкой на конкретный пример конкретного варианта осуществления, очевидно, что в эти примеры могут быть внесены различные модификации и изменения, не выходящие за рамки общего объема изобретения, который определен формулой изобретения. Кроме того, отдельные признаки различных упомянутых вариантов осуществления могут быть объединены в дополнительных вариантах осуществления. Следовательно, описание и чертежи следует рассматривать в иллюстративном, а не в ограничительном смысле.