ЖАРОПРОЧНЫЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ НИКЕЛЯ ДЛЯ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ЛИТЬЯ И ИЗДЕЛИЕ, ВЫПОЛНЕННОЕ ИЗ ЭТОГО СПЛАВА
HEAT-RESISTANT ALLOY ON BASE OF NICKEL FOR MONO-CRYSTAL CASTING AND ITEM MADE OUT OF THIS ALLOY

Изобретение относится к области металлургии, а именно к литейным жаропрочным сплавам на основе никеля, предназначенным для производства методом направленной кристаллизации, преимущественно в установках с жидкометаллическим охлаждением, монокристаллических рабочих лопаток, а также и других элементов горячего тракта турбин высокотемпературных газовых двигателей, длительно работающих при температурах до 1100°С.
Известен жаропрочный сплав, применяемый для литья лопаток газовых турбин с направленной и монокристаллической структурой ориентации [001], который имеет следующий химический состав в мас.%:
Углерод
0,02-0,5
Хром
2,0-10
Кобальт
5,0-15
Вольфрам
2,0-10
Молибден
0,5-5,0
Алюминий
4,5-8,0
Тантал
1,0-9,0
Рений
1,0-5,0
Ниобий
1,1-5,0
Ванадий
0,1-3,0
Бор
0,01-0.3
Иттрий
0,005-0,05
Церий
0,0005-0,1
Лантан
0,001-0,2
Никель
остальное
/Авторское свидетельство СССР №1157865/.
По уровню характеристик жаропрочности сплав превосходит такие известные сплавы для лопаток ГТД с направленной структурой как отечественные ЖС26, ЖС30, так и зарубежные Mar M200, Mar M246, а также безуглеродистые монокристаллические сплавы ЖС30М, CSMX-2. Сплав имеет наиболее высокий уровень жаропрочности среди сплавов, легированных рением и предназначенных для отливки лопаток с направленной структурой. Однако сплав не является фазово-стабильным. В сплаве при высоких эксплуатационных температурах происходит образование пластинчатых выделений топологически плотно упакованных фаз (ТПУ-фазы), содержащих рений. Выделения такого типа в сплаве могут образовываться в сплаве также после термической обработки и технологических нагревов при изготовлении деталей. Выделения ТПУ-фаз охрупчивают и разупрочняют сплав, снижая характеристики длительной прочности образцов и циклическую прочность лопаток.
Известен жаропрочный никелевый сплав следующего химического состава (в мас.%):
Хром
6,4-6,8
Кобальт
9,3-10,0
Вольфрам
6,2-6,6
Молибден
0,5-0,7
Титан
0,8-1,2
Алюминий
5,45-5,75
Тантал
6,3-6,7
Рений
2,8-3,2
Гафний
0,07-0,12
Никель
основа
/Патент США №4643782/.
Сплав предназначен для литья лопаток с монокристаллической структурой, имеющих кристаллографическую ориентацию [001]; в этой ориентации сплав имеет высокий уровень жаропрочности. Сплав нашел широкое применение для литья рабочих и сопловых охлаждаемых монокристаллических лопаток современных ГТД. Однако отмечается его недостаточно высокая технологичность при монокристаллическом литье. Кроме этого при длительном воздействии температур и напряжений в сплаве происходит образование ТПУ-фаз, приводящих к потере пластичности и разупрочнению сплава, что свидетельствует о недостаточной сбалансированности химического состава. К недостаткам сплава следует отнести трудности обеспечения высокого выхода годных по монокристальности отливок лопаток.
Кроме этого длительность высокотемпературной гомогенизации лопаток достигает 50 ч, что приводит к изменению химического состава поверхности и фазовым реакциям в поверхностном слое, влияющим на свойства лопаток.
Наиболее близким к предлагаемому техническому решению является сплав следующего химического состава (в мас.%):
Хром
2,5-5,5
Алюминий
5,0-6,2
Титан
0,7-1,5
Молибден
1,0-4,0
Вольфрам
10,5-13,0
Тантал
0,01-4,5
Рений
1,0-2,6
Кобальт
5,0-9,5
Ниобий
0,7-9,5
Иттрий
0,002-0,075
Лантан
0,001-0,05
Церий
0,001-0,05
Празеодим
0,0002-0,01
Неодим
0,0002-0,005
Гадолиний
0,0002-0,005
Скандий
0,0002-0,005
Никель
основа
Причем сумма (Y+La+Ce+Pr+Nd+Gd+Sc)=0,01-0,1%
(Патент РФ №1513934).
Сплав нашел применение для литья рабочих монокристаллических лопаток ГТД. Особенностью сплава является то, что в структуре отливок из вышеуказанного сплава после термической обработки формируется ~70-75% упрочняющей γ'-фазы, выделения которой образуют лабиринтную или паркетную структуру, которая обеспечивает высокий уровень прочностных характеристик монокристаллов в кристаллографической ориентации [111]. Как известно, монокристаллы ориентации [111] имеют модуль нормальной упругости примерно в два раза более высокий, чем в ориентации [001] и, как следствие, более высокие термические напряжения в лопатках. В кристаллографической ориентации [001] сплав с лабиринтной структурой упрочняющей γ'-фазы имеет недостаточно высокий уровень прочностных свойств как кратковременных, так и длительных.
Кроме этого при длительном воздействии температур и напряжений в сплаве происходит образование ТПУ-фаз, приводящих к потере пластичности и разупрочнению сплава, что свидетельствует о недостаточной сбалансированности его химического состава.
Отмечается также недостаточно высокая технологичность сплава при монокристаллическом литье, проявляющаяся, в частности, в появлении посторонних кристаллов при направленной кристаллизации монокристаллических отливок лопаток с развитыми бандажными и замковыми полками.
Технической задачей предлагаемого изобретения является разработка жаропрочного сплава на основе никеля для монокристаллического литья отливок деталей ГТД с кристаллографической ориентацией [001], высоким уровнем жаропрочности, фазовой стабильности, жаростойкости и технологичности.
Для достижения технической задачи предложен жаропрочный сплав на основе никеля для монокристаллического литья, содержащий хром, кобальт, вольфрам, молибден, титан, алюминий, рений, ниобий, церий, иттрий, лантан, при этом он дополнительно содержит углерод, кремний, железо, марганец при следующем соотношении компонентов (мас.%):
Хром
2,5-5,5
Кобальт
5,0-10,0
Вольфрам
10,0-12,5
Молибден
0,8-3,0
Титан
0,7-1,5
Алюминий
5,0-6,5
Рений
1,0-2,6
Ниобий
0,7-1,5
Церий
0,001-0,05
Иттрий
0,001-0,05
Лантан
0,001-0,05
Углерод
0,001-0,04
Кремний
0,01-0,3
Железо
0,01-0,5
Марганец
0,01-0,3
Никель
остальное
и изделие, выполненное из него.
Для получения монокристаллических отливок лопаток заданной ориентации с развитыми бандажными и замковыми полками предлагаемый сплав дополнительно содержит тантал в количестве 0,01-1,0 мас.%.
Предлагаемый сплав, в литом составе, содержит 3-5% первичной эвтектической γ'-γ фазы, в отличие от 8-10% характерного для сплава-прототипа. Сбалансированный химический состав обеспечивает полное растворение первичной эвтектической γ'-γ фазы, формирует выделения упрочняющей γ'-фазы кубической морфологии, оптимальной для прочностных свойств монокристаллов ориентации [001].
Введение кремния в состав сплава в пределах 0,01-0,3 мас.% оказывает положительное влияние на сопротивление сплава газовой коррозии.
По сравнению со сплавом-прототипом в предлагаемый сплав введен углерод в количестве от 0,001 до 0.04%. Легирование сплава малыми добавками углерода приводит к образованию на субграницах монокристаллов мелкодисперсных, округлой формы выделений карбидной фазы, стабилизирующей структуру сплава и снижающей склонность сплава к рекристаллизации при проведении высокотемпературной гомогенизации отливок.
В предлагаемом сплаве, по сравнению со сплавом-прототипом, содержатся железо и марганец, которые в малом количестве не снижая характеристики жаропрочности сплава, улучшают его технологичность.
Тантал сегрегирует в межосные пространства, уменьшая склонность сплава к поверхностным дефектам типа струйчатой ликвации, и увеличивает величину прорастания монокристаллической структуры в поперечном направлении, тем самым улучшая качество литья монокристаллических отливок лопаток с развитыми бандажными и замковыми полками, повышая выход годного литья по монокристальности.
Примеры осуществления.
В вакуумно-индукционной печи ВИАМ-2002 было выплавлено четыре композиции составов предлагаемого сплава (примеры 1-4), причем (примеры 3-4) композиции, содержащие тантал и один сплав, взятый за прототип (пример 5). Химические составы сплавов представлены в таблице 1. Масса металла каждой плавки составляла 20 кг. Монокристаллические заготовки ориентации [001] с отклонением, не превышающим 5°, диаметром 16 мм и длиной 180 мм получали методом направленной кристаллизации на установке УВНК-9 с жидкометаллическим охлаждением. Кристаллизация образцов композиций проводилась со скоростью протяжки 4-5 мм/мин. Оценку технологичности сплавов при формировании монокристаллической структуры проводили по специально разработанной методике ФГУП «ВИАМ».
Изготавливались модельные блоки цилиндрических образцов диаметром 15 мм и длиной 180 мм. В девятипальчиковой модели на центральном образце на различной высоте (ярусе) от основания: 40, 80 и 120 мм крепились поперечные пластинки шириной 15 мм, длиной 20 мм и толщиной 2 мм, имитирующие разветвленные полки замка лопаток (по 6 пластин в блоке). После процесса направленной кристаллизации и операции макротравления заготовок на поперечных пластинах проводился замер расстояний, на котором отмечался срыв роста монокристаллической структуры и появление посторонних кристаллов. Методом направленной кристаллизации было получено по 36 цилиндрических образцов от каждой композиции сплава. Выход годных по монокристальности цилиндрических образцов представлен в таблице 2.
Монокристаллические заготовки образцов подвергали высокотемпературной гомогенизации. Охлаждение от температуры гомогенизации проводили со скоростью ~100°С/мин. После охлаждения заготовки подвергались двухступенчатому старению. Упрочняющая γ'-фаза имела кубическую морфологию; размер выделений γ'-фазы находился в пределах 0,35-0,45 мкм.
Плавка по примеру прототипа имела «лабиринтную» структуру выделений упрочняющей γ-фазы.
В таблице 2 приведены средние значения величины прорастания монокристаллической структуры, полученные в результате анализа экспериментальных образцов для каждого приведенного состава.
Оценивалась жаропрочность предлагаемых составов при температурах испытаний 1000 и 1100°С, предел выносливости образцов при комнатной температуре и жаростойкость при 1100°С.
Результаты испытаний представлены в таблице 3.
Представленные опытные композиции сплава отличаются хорошей технологичностью, о чем свидетельствует полное прорастание монокристаллической структуры в поперечном направлении в 1 и 2 ярусе полок. Для 5 состава величина прорастания монокристаллической структуры в поперечном направлении была значительно ниже. Центры зарождения посторонних кристаллов совпадали с выделениями нитридов и оксидов. Для этого состава отмечалось также снижение выхода годных по монокристальности цилиндрических заготовок.
Полученные результаты, представленные в таблице 3, свидетельствуют, что предлагаемый сплав обеспечивает более высокий уровень жаропрочности, жаростойкости и циклической прочности, чем сплав-прототип. Долговечность при температурах 1000°С и 1100°С предлагаемого сплава на 30-50% больше, чем у сплава-прототипа. Металлографический анализ структуры разрушенных при температуре испытания 1100°С и напряжении 100 МПа образцов исследованных сплавов не выявил образование при испытании пластинчатых выделений ТПУ-фаз, что свидетельствует о высокой фазовой и структурной стабильности предлагаемого сплава. Введение регламентированных малых добавок кремния увеличило сопротивление сплава газовой коррозии при температуре испытания 1100°С практически в 2 раза, а добавки железа и марганца улучшили его технологичность в части повышения стабильности прорастания заданной кристаллографической ориентации в тонкие сечения отливки, например в бандажные и замковые полки лопаток ГТД (на 30%).
Предлагаемый сплав имеет более высокие значения предела выносливости (на 20-30%).
Из совокупности полученных результатов следует, что предлагаемый сплав обеспечивает уровень жаропрочности, жаростойкости и циклической прочности превосходящие свойства сплава-прототипа. Сплав технологичен при монокристальном литье.
Таким образом, применение предлагаемого сплава позволит повысить выход годных по макроструктуре отливок, ресурс и надежность изделий, в частности рабочих, сопловых лопаток и других элементов горячего тракта турбины, длительно работающих при температурах, превышающих 1000°С.
ТАБЛИЦА 1
№ п/п
Содержание легирующих элементов в мас.%
Сr
Со
W
Мо
Ti
Al
Та
Re
Nb
Се
Y
La
С
Si
Fe
Mn
Ni
1
4,0
8,5
10,0
3.0
0,7
6,5
-
2,6
1,5
0,02
0,001
0,05
0,001
0,01
0,5
0,1
ocт.
2
5,5
10,0
12,0
1,5
1,0
5,7
-
2,0
0,70
0,05
0,01
0,02
0,02
0,2
0,01
0,3
ocт.
3
2,5
5,0
12,5
0,8
1,5
5,0
1,0
1,0
1,0
0,001
0,05
0,01
0,01
0,1
0,3
0,2
ocт.
4
4,5
9,5
11,5
2,0
0,8
6,0
0,01
2,2
0,95
0,02
0,001
0,001
0,04
0,3
0,15
0,01
ocт.
5 прототип
4,5
9,0
12,5
1,5
1,2
5,8
2,0
2,2
1,2
0,07
0,002
0,02
-
-
-
-
ocт.
ТАБЛИЦА 2
№ плавки
Величина прорастания монокристаллической структуры в поперечном направлении в мм
Выход годного по монокристальности (в %)
1 ярус
2 ярус
3 ярус
1
18
20
17-18
94
2
18
19
17
94
3
20
20
18
97
4
20
20
19-20
100
5 прототип
12
10
5-7
70
ТАБЛИЦА 3
№ п/п
Сплав
Время до разрушения при испытании на длительную прочность (в часах)
Предел выносливости на базе 2·10<sup>7</sup> циклов σ<sub>-1</sub>, в МПа Температура испытания 20°С
Сопротивление газовой коррозии на воздухе при 1100°С за время 100 ч. Привес г/м<sup>2</sup>
Температура испытания 1000°С, напряжение 255 МПа
Температура испытания 1100°С, напряжение 140 МПа
Температура испытания 1100°С, напряжение 100 МПа
1
Заявляемый сплав
105
300
5-6
120
120
760
135
114,5
680
2
110
320
5,4-6,2
135
112
675
109
133
695
3
99
119
709
290
5,5-6,0
105
121
643
4
107
280
4,7-5,9
121
140
660
129
132
680
5
Прототип
75
98
450
240
9-10
89
78
500
91
70
433