Малолегированные легкие жаропрочные высокотемпературные
advertisement
ВИАМ/1998-202690 Малолегированные легкие жаропрочные высокотемпературные материалы на основе интерметаллида Ni3 Al Е.Н. Каблов В.П. Бунтушкин К.Б. Поварова О.А. Базылева Г.И. Морозова Н.К. Казанская Октябрь 1998 Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ) – крупнейшее российское государственное материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет разрабатывающее и производящее материалы, определяющие облик современной авиационно-космической техники. 1700 сотрудников ВИАМ трудятся в более чем 30 научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных цехах и испытательном центре, а также в 4 филиалах института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку металлических и неметаллических материалов, покрытий, технологических процессов и оборудования, методов защиты от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов, полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по государственным программам РФ, так и по заказам ведущих предприятий авиационно-космического комплекса России и мира. В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный. За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной техники 233 сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены наградами на выставках и международных салонах в Женеве и Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3 бронзовыми медалями, получено 15 дипломов. Возглавляет институт лауреат государственных премий СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов. Статья подготовлена для опубликования в журнале «Металлы», № 1, 1999 г. Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public Малолегированные легкие жаропрочные высокотемпературные материалы на основе интерметаллида Ni 3 Al* Е.Н. Каблов, В.П. Бунтушкин, К.Б. Поварова, О.А. Базылева, Г.И. Морозова, Н.К. Казанская Всероссийский институт авиационных материалов Проведен сравнительный анализ отечественных сплавов типа ВКНА на основе интерметаллида Ni 3 Al с разным типом структуры и современных никелевых сплавов. Показаны преимущества сплавов типа ВКНА по сравнению с промышленными никелевыми сплавами: более высокие рабочие температуры, более низкая плотность, экономия дефицитных тяжелых легирующих элементов. Сплавы типа ВКНА (например, ВКНА-1В) не нуждаются в применении защитных покрытий, так как обладают более высоким, чем у никелевых жаропрочных сплавов, сопротивлением газовой коррозии. Анализ влияния типа структуры на механические свойства сплавов типа ВКНА показал, что переход от равноосной мелкокристаллической структуры рекристаллизованного материала к крупнозернистой (равноосное литье), затем к направленно закристаллизованной поликристаллической и далее к монокристаллической структуре приводит к значительному увеличению жаропрочности и длительной прочности материала. Указанные сплавы опробованы и применяются в серийном производстве авиационных двигателей и энергетических установок. Для нового поколения авиационных и ракетных двигателей, а также стационарных энергетических установок различного назначения необходимы имеющие низкие удельный вес (плотность) и стоимость конструкционные материалы, которые можно эксплуатировать при температурах выше 1100°С. * Работа выполнена при финансовой поддержке ГНТПР «Новые материалы» и РФФИ (96-03-33718). В современных высокотемпературных авиационных и стационарных газовых турбинах ответственные узлы и детали горячего тракта изготавливаются из жаропрочных никелевых сплавов. Это обусловлено их высокой жаропрочностью, термической стабильностью и надежностью их эксплуатации в сложных условиях при температурах до 1050–1100°С. За последние несколько лет повышение рабочих температур и жаропрочности никелевых сплавов, независимо от условий их получения и структуры, осуществляется путем увеличения в их составе суммарного содержания замедляющих диффузионные процессы тугоплавких легирующих элементов (ЛЭ), таких как вольфрам, рений, тантал и молибден [1, 2]. Это привело к росту их стоимости и плотности. Последнее особенно неприятно, если учесть, что вес двигателя может составлять до 90% веса некоторых типов летательных аппаратов и утяжеление двигателя неизбежно ведет к уменьшению отношения тяги к весу [3]. Кроме того, в современных никелевых суперсплавах содержание тугоплавких ЛЭ близко к предельно возможному, что определяется величиной растворимости ЛЭ в твердом растворе на основе Ni и в γ′-Ni 3 Al [4]. Дальнейшее увеличение их концентрации может вызвать появление в сплавах при определенных условиях их обработки и эксплуатации богатых тугоплавкими элементами избыточных фаз типа δ, η, σ и µ, что приведет к противоположному результату – снижению как жаропрочности, так и термической стабильности [4]. Этим объясняется поиск новых жаропрочных материалов, отличающихся от промышленных никелевых сплавов более высокими рабочими температурами, но имеющих более низкую плотность и, возможно, более простой и экономичный состав. Особый интерес представляли высокотемпературные сплавы, массовые детали из которых, такие как лопатки газовых турбин, элементы камер сгорания, створки регулируемого сопла и другие сложные фасонные тонкостенные изделия, могут быть изготовлены в рамках хорошо отработанного технологического процесса получения и обработки современных никелевых сплавов. Интерметаллид (ИМ) Ni 3 Al (γ′-фаза) привлек внимание исследователей и разработчиков материалов как первый и наиболее вероятный альтернативный материал, поскольку γ′-фаза является основной упрочняющей фазой в Ni-суперсплавах и о ее свойствах существовала довольно большая информация. Ni 3 Al имеет упорядоченную типа L1 2 кристаллическую ГЦК-решетку, температуру плавления 1395°С, плотность 7,5 г/см3. В отличие от многих других низкотемпературной ИМ Ni 3 Al пластичности потенциально (более пяти обладает запасом независимых систем скольжения) [5, 6]. Принципы повышения пластичности сплавов на основе Ni3Al Открытие положительного влияния введения 0,02–0,5 ат. % В на повышение низкотемпературной пластичности Ni 3 Al стимулировало развитие работ по созданию конструкционных сплавов на основе Ni 3 Al. Все современные зарубежные сплавы на основе Ni 3 Al содержат в качестве компонента бор, поскольку согласно современным воззрениям микролегирование бором позволяет повысить пластичность Ni 3 Al при комнатной температуре на воздухе и во влажной среде (δ=30–50%), предотвращает зарождение и рост межзеренных трещин, увеличивает когезию границ, облегчает передачу скольжения через границу [5]. Кроме того, может быть достигнуто умеренное повышение пластичности Ni 3 Al при комнатной температуре (δ=8–16%) при замещении алюминия марганцем (Ni 75 Al 16 Mn 9 ), цирконием (Ni 77 Аl 22 , 65 Zr 0, 25 ), железом (Ni 75 Al 10 Fe 15 ), палладием (Ni 75 Al 23 Pd 2 ). Возможные механизмы повышения пластичности: понижение средней валентности и уменьшение модифицированного Fe/Mn разницы алюминия, атомных радиусов предотвращение никеля и образования сегрегаций серы и сульфида никеля путем связывания серы в MnS 2 и в ряде случаев изменение фазового состава при легировании, например, образование в равновесии с γ′-Ni 3 Al вязкой составляющей γ-твердого раствора на основе Ni с неупорядоченной структурой в сплавах с Fe и, по-видимому, с Zr и Pd [5]. По нашему мнению, недостатком сплавов на основе Ni 3 Al, легированных бором, является вероятность снижения температуры плавления из-за образования борсодержащих эвтектик, а также повышенная склонность к горячеломкости (снижению пластичности при температурах 300–850°С на воздухе из-за проникновения кислорода в обогащенные бором границы зерен). Поэтому создание отечественных сплавов на основе Ni 3 Al велось в направлении практически полного исключения бора (в отличие от сплавов GB и USA [7, 8]). Для дополнительной защиты от возможных проявлений горячеломкости в состав Ni 3 Аl-сплавов вводится хром, обеспечивающий формирование «самозалечивающейся» пленки оксидов хрома [4, 5, 7–10]. Другой мерой явилось уменьшение доли поперечных границ в направленно закристаллизованных (или монокристальных) структурах, что подавляет зарождение «горячих» трещин на границах зерен [8–11]. Поиски других ЛЭ, эффективно повышающих пластичность Ni 3 Al, до настоящего момента не увенчались успехом. Конечно, повышение низкотемпературной пластичности сплавов на основе Ni 3 Al может быть достигнуто за счет формирования в них мелкозернистой структуры в результате измельчения зерна при термопластической обработке. Однако главным недостатком повышения низкотемпературной пластичности Ni 3 Al (и других алюминидов) путем измельчения зерна является резкое снижение сопротивления ползучести при высоких (рабочих) температурах из-за интенсивного развития диффузионных процессов на границах и зернограничного проскальзывания. В связи с этим при создании жаропрочного конструкционного сплава на основе Ni 3 Al для повышения его низкотемпературной пластичности и вязкости разрушения формировали в сплаве вязкую структурную составляющую. Легирование сплава подбирали таким образом, чтобы в γ′-матрице образовались изолированные выделения γ-твердого раствора на основе Ni с неупорядоченной ГЦК-решеткой (5–15 об. %), имеющие эвтектическое происхождение [12]. Принципы повышения прочности и жаропрочности сплавов на основе Ni3Al Характеристики прочности твердого раствора на основе Ni 3 Al, как и других ИМ, определяются несколькими факторами, на которые влияют отклонения состава сплава от стехиометрического при легировании в зависимости от соотношения в твердом растворе основных компонентов и характера замещения легирующим элементом позиций в Ni- или Al-подрешетках в упорядоченной сверхструктуре: – изменение типа, направленности и силы межатомной связи; – изменение степени дальнего порядка и возможность возникновения сегрегаций, кластеров, зон с ближним порядком; – степень искажения кристаллической решетки (из-за разности размеров атомов ЛЭ и замещаемого атома и различия их электронного строения) и уровень возникающих при этом упругих напряжений; – характер влияния ЛЭ на развитие диффузионных процессов при температурах >0,5Т пл . Степень упорядочения Ni 3 Al во многом зависит от близости состава к стехиометрическому. Для воздействия на механические свойства особую важность приобретает знание характера замещения ЛЭ позиций в подрешетках Аl и/или Ni, величины искажений, вносимых ЛЭ в структуру Ni 3 Al. В ряде исследований с определенной степенью достоверности установлено, что Со, Pt и Сu занимают в Ni 3 Al позиции преимущественно в Ni-подрешетке, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Та, Zn, Ga, Ge, Si, Sn и, возможно, W, Mo – в Al-подрешетке, Fe, Mn, Cr и, возможно, W, Mo – равновероятно в Ni- и Аl-подрешетках [5]. Как показал анализ собственных и литературных данных, чем больше искажение кристаллической решетки Ni3Al из-за различия атомных размеров и электронного строения ЛЭ и замещаемого металла и чем больше концентрация ЛЭ, тем больше твердорастворное упрочнение Ni3Al при низких и средних температурах. Так, по возрастанию упрочняющего эффекта при 77 К ЛЭ, замещающие Аl в Ni3Al, и элементы внедрения могут быть расположены в следующий ряд: Cr, V, Ti, Mo, Si, W, Nb, Sb, Та, Sn, In, Zr, Hf, C, B. При температурах долговечность, процессы. ≥0,5Т пл сопротивление С этих решающее ползучести позиций наиболее влияние оказывают на прочность, диффузионные привлекательными для твердорастворного легирования являются композиции с максимальной степенью упорядочения и легированные наиболее «медленными» тугоплавкими металлами (например, Ni 3 Al с W, Мо, Та, Nb и Hf), содержание которых ограничено величиной их растворимости, снижением Т пл и повышением плотности при легировании. Однако твердорастворное легирование не обеспечивает повышения прочности алюминидов, достаточного, чтобы сделать их конкурентоспособными с никелевыми суперсплавами. Так, однофазный Ni 3 Аl-сплав, имеющий химический состав, соответствующий составу упрочняющей γ′-фазы одного из наиболее жаропрочных Ni-суперсплавов PWA-1480 (ат.%: Ni–14,40Al–5,19Ta–2,73Co– 2,52Ti–0,89W–l,94Cr), превосходит по характеристикам жаропрочности нелегированный Ni 3 Al, но уступает дисперсно-упрочненным (γ+γ′)-Niсуперсплавам [4]. Упрочнение гетерофазных сплавов на основе Ni3Al в зависимости от химического и фазового составов, структуры, текстуры Основой для выбора химического и фазового составов современных жаропрочных конструкционных гетерофазных сплавов на основе ИМ являются тройные или многокомпонентные диаграммы состояния [6]. Они позволяют определить возможность стабилизации в равновесии с ИМ γ-твердого раствора с неупорядоченной кристаллической ГЦК-решеткой на основе Ni, избежать появления в сплаве нежелательных избыточных фаз – твердых растворов на основе ЛЭ или другого интерметаллида Ni x Ме у Аl z , или фазы внедрения Ме т Х п . Степень дисперсности и морфология выделений избыточной фазы также зависят от вида диаграмм состояния. Наличие на псевдодвойном разрезе эвтектики позволяет получить равномерно распределенные в γ′-фазе изолированные включения γ-фазы; наличие на политермическом разрезе ярко выраженной температурной зависимости взаимной растворимости γ′- и γ-фаз позволяет получать сплавы, в которых частицы вязкой γ-составляющей дополнительно упрочнены дисперсными (диаметром 10 нм – 1 мкм) частицами упрочняющей фазы (γ′-вторичные выделения) в процессе термической обработки, включающей цикл «растворение–дисперсионное твердение», или при работе материала в условиях циклического нагрева. Большое влияние на характеристики жаропрочности сплавов на основе Ni 3 Al оказывает размер структурных составляющих, а также наличие металлографической и кристаллографической текстур. Так, уменьшение доли поперечных границ в одно- и гетерофазных сплавах на основе Ni 3 Al при переходе от равноосной мелкозернистой структуры рекристаллизованного материала (тип 1) к крупнозернистой (2), далее к направленной структуре (3) с большим отношением длины к диаметру зерна (направленная кристаллизация или рекристаллизация) и, наконец, к монокристальной структуре (4) обеспечивает резкое повышение характеристик длительной прочности, долговечности и сопротивления ползучести материала [8, 9]. Рассмотрение указанных выше предпосылок позволило создать новые сплавы на основе Ni 3 Al серии ВКНА (ВИАМ-конструкционный-никельалюминиевый). Выбор составов сплавов типа ВКНА осуществлялся в соответствии с требованиями авиационной промышленности, предъявляемыми к сплавам, рекомендуемым для производства сложных фасонных деталей точным литьем по выплавляемым моделям. Составы оптимизированы применительно к отливкам с регламентированной структурой. Их физико-механические, технологические и коррозионные свойства определены в объеме требований паспорта по стандартным методикам. Это позволяет выявить квоты превосходства перед сплавами-аналогами на интерметаллидной основе, а также перед промышленными жаропрочными материалами на основе никеля. В соответствии с рекомендациями паспортов сплав марки ВКНА-4 предназначен для работающих в общеклиматических условиях при температурах до 1200°С тяжелонагруженных деталей газотурбинных двигателей. Детали получают методом точного литья по выплавляемым моделям, структура отливок равноосная. Сплав марки ВКНА-1В предназначен для литых фасонных деталей с направленной структурой, работающих в общеклиматических условиях в интервале температур 900–1250°С с кратковременными (≤10 ч) забросами температуры до 1300°С. Сплав марки ВКНА-4У предназначен для лопаток турбин с монокристальной структурой с кристаллографической ориентацией <111>, работающих в общеклиматических условиях в интервале температур 900–1150°С. В табл. 1 приведены химический состав указанных сплавов на основе интерметаллида Ni 3 Al и их плотность в сопоставлении с наиболее известными марками зарубежных сплавов на основе Ni 3 Al, в том числе разработанных в ORNL, США [3, 5, 7–11, 13]. Легирование отечественных сплавов на основе Ni 3 Al осуществляется с таким расчетом, чтобы в сплаве наряду с γ′-Ni3Al присутствовало до 5–10 об. % γ-твердого раствора на основе никеля с неупорядоченной кристаллической ГЦК-решеткой в качестве вязкой составляющей, обеспечивающей высокий уровень характеристик низкотемпературной пластичности в отсутствие бора. Поскольку бор из состава сплавов исключен, склонность сплава к горячеломкости также уменьшается или практически исключается. Как следует из данных табл. 1, отечественные сплавы типа ВКНА в отличие от зарубежных сплавов типа IC-221M и IC-396М по основным компонентам имеют несколько более сложный химический состав и содержат наряду с Сr и Zr (Ti) определенное количество тяжелых тугоплавких элементов (W, Мо). Это в какой-то мере приближает их к современным жаропрочным никелевым сплавам. Наличие в отечественных сплавах типа ВКНА небольших количеств тугоплавких металлов не дает особых преимуществ по кратковременной прочности при средних температурах (750–850°С; рис. 1), но повышает характеристики кратковременной прочности и сопротивление ползучести при температурах >0,8Т пл (≥1000°С). Рисунок 1. Температурная зависимость предела текучести σ 0,2 и относительного удлинения δ сплавов на основе Ni 3 Al в сравнении с традиционными конструкционными сплавами Был проведен сравнительный анализ отечественных сплавов типа ВКНА с разным типом структуры и современных никелевых сплавов по жаропрочности (сточасовая прочность и удельная прочность при 1100°С), суммарному содержанию тугоплавких ЛЭ и плотности (рис. 2, 3). Видно, что предел сточасовой прочности при температуре 1100°С сплавов на основе Ni 3 Al выше, чем никелевых суперсплавов, в том числе содержащих кобальт, с равноосной и направленной структурой, но несколько ниже, чем у наиболее высоколегированного никелевого сплава ЖС40 с монокристаллической структурой, имеющего плотность на ~10% выше и содержащего тугоплавких металлов экономнолегированные сплавы ВКНА. в ~2 раза больше, чем Таблица 1. Составы конструкционных жаропрочных сплавов на основе Ni 3 Al и никеля Марка сплава ВКНА-4Р * ВКНА-4У3* ВКНА-1В4* IC-221M5* IC-396M6* IC-Mo7* γ′ из PWA 1480 ЖС6УР8* ЖС26НК9* ЖС40Моно 2 Ni 73,28/67,12 74,4/69,29 76,9/71,60 81,1/71,3 80,42/73,84 78,22/75,24 69,38/72,33 60,41/60,16 64,58/65,04 69,70/72,37 Al 9,0/17,93 8,5/17,22 8,6/17,42 8,0/15,92 7,9/15,94 7,89/16,3 6,35/14,4 5,6/12,13 5,8/12,71 5,6/12,65 Cr 5,0/5,17 5,0/5,26 5,7/5,99 7,7/7,95 7,72/8,0 – 1,65/1,94 9,0/10,12 5,0/5,68 6,1/7,15 Содержание элемента, мас.%/ат.% W Mo Ti Co Zr(Hf) Та 1,9/0,56 2,5/1,40 – 7,0/6,39 1,15/0,68 – 2,2/0,65 5,0/2,85 0,9/1,03 4,0/3,71 – – 3,5/1,04 3,2/1,82 1,6/1,83 – 0,5/0,30 Таблица – 1 – 1,4/0,78 – – 1,7/1,0 – – 3,03/1,7 – – 0,85/0,5 – – 13,9/8,2 – – – – 2,67/0,89 – 1,97/2,52 2,63/2,73 – 15,35/5,2 10,2/3,24 1,8/1,10 2,4/2,93 9,5/9,42 0,04/0,03 – 11,7/3,76 1,1/0,68 1,0/1,23 9,0/9,03 0,05/0,03 – 6,9/2,29 4,0/2,54 – 0,5/0,52 – 7,0/2,36 * Σ – суммарное содержание W, Mo, Zr, Nb и Та, мас. % /ат. %. * мас. %: С 0,17; примеси, не более, S 0,005, P 0,005, Bi 0,005, Pb 0,001, Sb 0,003, Sn 0,003. 3 *мас. %: С 0,02; примеси, не более, S 0,005, Р 0,005, Bi 0,005, Pb 0,001, Sb 0,003, Sn 0,003. 4 * мас. % : С 0,035; примеси, не более, S 0,005, Р 0,005, Bi 0,005, Pb 0,001, Sb 0,003, Sn 0,003. 5 * 0,008/0,04 мас. %/ат. % В. 6 * 0,005/0,02 мас. % /ат. % В. 7 * 0,005/ 0,26 мас. %/ат. % В. 8 * мас. %/ат. % : В – 0,035/0,19, С – 0,015/ 0,07. 9 * мас. %/ат. % : В – 0,015/0,08, С – 0,15/0,74. 1 2 Σ1*, мас. %/ат. % Nb – – – – – – – 1,0/0,63 1,6/1,02 0,2/0,13 5,55/2,64 7,2/3,5 7,2/3,16 3,1/1,78 3,88/2,2 13,94/8,2 18,02/6,1 13,04/4,10 14,45/5,49 18,10/7,32 Рисунок 2. Сточасовая прочность при 1100°С ( σ1100 ), плотность ρ и 100 суммарное содержание тяжелых тугоплавких ЛЭ (Σ=W+Mo+Nb+Ta+Re) жаропрочных сплавов на основе никеля типа ЖС и интерметаллидных сплавов типа ВКНА: 1 – сплавы не требуют защиты от окисления; 2 – сплавам необходима защита от окисления Рисунок 3. Удельная прочность при 1100°С ( σ1100 / γ ) и суммарное 100 содержание тугоплавких ЛЭ (Σ=W+Mo+Nb+Ta+Re) жаропрочных сплавов на основе никеля типа ЖС (1) и сплавов на основе Ni 3 Al типа ВКНА (2) Особенно выделяется из серии сплавов ВКНА экономнолегированный сплав ВКНА-1В, в котором отсутствуют такие дефицитные и тяжелые элементы, как кобальт, тантал и рений, а содержание вольфрама не превышает 3–4%. Это снижает стоимость сплава ВКНА-1В по сравнению со сплавами серии ВКНА-4 и никелевыми сплавами, особенно последних модификаций (соотношения по стоимости исходного материала на единицу массы для сплавов ВКНА-1В, ЖС26ВНК, ЖС36 и ЖС32 составляют соответственно 1/1,5/4/16). Анализ развития литейных жаропрочных сплавов на основе интерметаллида Ni3Al (ВКНА) и никеля (ЖС) показывает (рис. 2), что для достижения одинакового уровня жаропрочности при 1100°С при использовании в качестве основы интерметаллида Ni3Al требуется в 1,8–2,5 раза меньшее количество тугоплавких элементов. Это объясняется тем, что в сплавах на основе интерметаллида реализуются три вида упрочнения, которые определяются фазовым составом сплавов и формирующейся при литье структурой. В структуре сплавов типа ВКНА присутствуют первичные выделения γ′-Ni 3Al «лилиеобразной» формы, образующие цепочки вдоль направления кристаллизации, между ними расположены дендриты γ′-фазы, внутри которой расположены первичные изолированные включения вязкой составляющей – γ-фазы (толщиной ≤1–2, длиной ≤5–12 мкм). Внутри изолированных включений γ-фазы образуются дисперсные вторичные выделения γ′-фазы размером 0,1–0,5 мкм. Подобные γ-структуры с γ′-выделениями кубической формы характерны для Ni-суперсплавов, но в отличие от последних занимают лишь 10% объема. В материале с такой структурой реализуются: твердорастворное упрочнение γ′- и γ-твердых растворов легирующими элементами, оказывающими максимальный упрочняющий эффект в силу различия в атомных размерах ЛЭ и замещаемого в решетке Ni 3Al атома (позиций Аl, Ni или Al+Ni) [5, 6]; наличие в твердом растворе на основе Ni 3Al границ доменов и антифазных границ, что также оказывает упрочняющее воздействие [12]; упрочнение Ni 3Al равномерно распределенными включениями γ-фазы и упрочнение γ-фазы дисперсными выделениями γ′-фазы [9, 11]. Из-за меньшей плотности интерметаллидные сплавы имеют лучшие значения удельной жаропрочности при высоких температурах (рис. 3). Это является большим преимуществом при изготовлении литых тонкостенных неохлаждаемых деталей, в которых трудно или невозможно сделать внутренние полости для снижения их массы (например, сопловые и рабочие лопатки малоразмерных газотурбинных двигателей и энергетических установок). Максимальные характеристики длительной прочности для сплавов типа ВКНА, как и для других металлических сплавов, могут быть достигнуты на образцах с минимальной долей поперечных границ, т.е. полученных высокоскоростной (высокоградиентной) направленной кристаллизацией и имеющих либо вытянутые вдоль оси зерна, либо монокристаллическое строение. Анализ влияния типа структуры на механические свойства сплавов типа ВКНА показал, что переход от равноосной мелкокристаллической структуры рекристаллизованного материала к крупнозернистой (равноосное литье), затем к направленно закристаллизованной поликристаллической и далее к монокристаллической структуре приводит к значительному увеличению длительной прочности материала: при 1373 К время до разрушения сплава с монокристаллической структурой в ~7 раз больше при вдвое большей нагрузке, чем сплава с равноосной структурой [9, 13]. Изучение свойств монокристаллов с ориентацией <001>, <011> и <111>, полученных методом высокоградиентной направленной кристаллизации (ВГНК), показало, что с повышением температуры испытания, независимо от кристаллографической ориентации монокристаллов, сохраняется аномальная температурная зависимость предела текучести сплава: повышение его до максимума при 800°С, а затем снижение. При комнатной температуре монокристаллы, ориентированные в направлении <111>, имеют σ в=1320 МПа, Е=230 ГПа, δ=14%, ударную вязкость 38 Дж⋅м2. У монокристаллов, имеющих кристаллографическую ориентацию <001> и <011>, с повышением температуры от 20 до 800°С наблюдается характерное для сплавов на основе Ni 3Al ухудшение пластичности: относительное удлинение снижается с 30–55 до 12–14% , а затем резко возрастает при 1000 и 1100°С, что нежелательно для конструкционного материала. У монокристаллов с кристаллографической ориентацией <111> умеренные значения пластичности (удлинение 14–30%) сохраняются во всем температурном интервале 20–1100°С. При длительных испытаниях на базе до 1000 ч монокристаллы с ориентацией <111> показывают существенно более высокую прочность, чем монокристаллы с ориентацией <001> и особенно <011>. В табл. 2 приведены значения предела длительной прочности при температурах 900, 1000, 1100 и 1150°С на базе испытания от 100 до 1000 ч, а также усталостной прочности при температурах 20 и 900°С трех сплавов типа ВКНА с благоприятной структурой и ориентацией. Высокие характеристики прочности позволяют использовать эти материалы для изготовления деталей турбин, работающих длительно в условиях значительных напряжений и механической усталости. Таблица 2. Марка сплава ВКНА-4Р ВКНА-1В НК ВКНА-4У <111> Пределы длительной и усталостной прочности сплавов нового поколения на основе Ni 3 Al Пределы длительной прочности, МПа, на Предел усталости, МПа, базах испытания 100 (числитель) и 1000 ч при N=2⋅107 цикла и (знаменатель) при температуре, °С температуре, °С 900 1000 1100 1150 20 900 230/145 –/– 55/30 40/18 150 900 250/160 140/75 90/45 55/30 190 310 380/260 220/125 110/80 75/51 240 340 Сплавы типа ВКНА (например, ВКНА-1В) не нуждаются в применении защитных покрытий, так как обладают более высоким, чем у никелевых жаропрочных сплавов, сопротивлением газовой коррозии. Так, привес за 100 ч при температурах 1273, 1373 и 1473 К составляет соответственно 7,5; 8,0 и 9,0 г/м2, тогда как для одного из наиболее распространенных в серийном производстве сплавов ЖС26ВНК за 100 ч при 1273 и 1373 К привес составляет 37 и 400 г/м2 соответственно [8]. Технология получения литых деталей из сплава ВКНА-1ВМоно с монокристальной структурой, включая применяемое оборудование и оснастку (керамические формы, стержни и т.д.), такая же, как для современных никелевых суперсплавов типа ЖС [8]. Во многом это обусловлено близкими значениями их коэффициентов теплопроводности λ, удельной теплоемкости с и линейного расширения α во всем диапазоне температур – от комнатной до максимальной рабочей, а также одинаковыми величинами линейной усадки и отсутствием склонности к трещинообразованию при литье в электрокорундовые формы с демпфирующими слоями. Так, для сплава ВКНА-1ВМоно в интервале температур 293–1473 К значения λ изменяются от 8,39 до 27,7 Вт/(м⋅К), с – от 0,472 до 0,858 кДж/(кг⋅К), α⋅106 в зависимости от температурных интервалов составляет от 12,3 до 14,5 1/К. Линейная усадка достигает 1,5–2%, температура солидус при нагреве равна 1600 К, интервал кристаллизации – 80 К [9]. Новые материалы в виде шихтовой заготовки изготавливаются и поставляются ВИАМ заказчикам по согласованным условиям. Разработаны рекомендации на производство фасонных деталей с необходимой структурой, исправление литейных дефектов и термическую обработку. По совокупности свойств сплавы типа ВКНА и особенно ВКНА-1В являются жаропрочными легкими коррозионностойкими конструкционными сплавами нового поколения и предназначены для длительной эксплуатации, например, в виде неохлаждаемых лопаток при температурах 1150–1200°С с неконтролируемыми забросами температуры до 1250–1300°С [7–11, 13]. Указанные сплавы опробованы и применяются в серийном производстве авиационных двигателей и энергетических установок. Так, например, сплав ВКНА-4 используется в серийном производстве для изготовления неохлаждаемых сопловых лопаток, экранов жаровых труб и других деталей горячего тракта газовых турбин. Сплав марки ВКНА-1В применяют в промышленности для изготовления сопловых лопаток, створок регулируемого сопла и других деталей, сплав ВКНА-4УМоно используется в малоразмерных газотурбинных двигателях для рабочих лопаток. Применение новых материалов в промышленности взамен жаропрочных никелевых сплавов обеспечивает увеличение срока службы деталей в 3–4 раза и снижение расходования в промышленности дорогостоящих ЛЭ, особенно кобальта и вольфрама. Материалы на основе интерметаллида Ni 3 Al позволяют повысить рабочие температуры газа перед турбиной на 50–100°С, снизить массу турбин и, как следствие, повысить удельную тягу и экономичность. Список литературы: 1. Глезер Г.М., Качанов Е.Б., Кишкин С.Т. и др. Современные литейные жаропрочные сплавы для рабочих лопаток ГТД // Авиационные материалы на рубеже XX–XXI веков: Н.-т. сб. М.: ВИАМ, 1994. С.244–251. 2. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой // Металловедение. 1997. №4. С.32–39. 3. Intermetallic Alloy Development. A program Evaluation Panel on Intermetallic Alloy Development, Committee on Industrial Technology Assessments, National Materials Advisory Board, Commission on Engineering and Technical Systems, National Research Council. Publ. NMAB-487-1 National Academy Press. Washington, D.C. 1997. 51 p. 4. Логунов A.B., Петрушин H.B., Должанский Ю.М., Кулешова Е.А. Прогнозирование влияния структурных факторов на механические свойства жаропрочных сплавов // МиТОМ. 1981. №6. С.16. 5. Liu С.Т. Ni 3 Al aluminide alloys // Structural Intermetallics / Ed. Darolia R. et al. The Miner., Met. and Mater. Soc., 1993. P.365–377. 6. Банных О.А., Поварова К.Б. Интерметаллиды – новый класс легких жаропрочных и жаростойких материалов // Технология легких сплавов. 1992. №5. С.26–32. Bannykh О.А., Lyakishev N.P., Povarova K.В. Principles of development of new materials based on aluminides for high-temperature' service // J. Advanc. Mater., 1994. №1(3). P. 293–305. 7. Бунтушкин В.П., Каблов Е.Н., Базылева О.А. Механические и эксплуатационные свойства литейного жаропрочного сплава на основе интерметаллида Ni 3 Al // Металлы. 1995. №8. С. 70–73. 8. Булыгин И.П., Бунтушкин В.П., Базылева О.А. Литейный сплав на основе интерметаллида Ni 3 Al для монокристаллических рабочих лопаток турбин ГТД // Авиац. пром-сть. 1997. №3–4. С. 61–65. 9. Бунтушкин В.П., Базылева О.А., Поварова К.Б., Казанская Н.К. Влияние структуры на механические свойства легированного интерметаллида Ni 3 Al // Металлы. 1995. №3. С. 74–80. 10. Герасимов B.B., Демонис И.М., Каблов Е.Н., Шалин Р.Е. Монокристаллическое литье жаропрочных никелевых сплавов // Авиационные материалы на рубеже XX—XXI веков: Н.-т. сб. М.: ВИАМ, 1994. С. 285–296. 11. Бунтушкин В.П., Поварова К.Б., Банных О.А. и др. Влияние кристаллографической ориентации на механические свойства монокристаллов легированного интерметаллида Ni 3 Al // Металлы. 1998. №2. С. 49–53. 12. Гринберг Б.Л., Сюткина В.М. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1985. С. 136–167. 13. Anton D.L., Shan D.M. // Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 1989. V. 133. P. 361; Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 1990. V.194. P.45; Mater. Res. Symp. Proc., 1991. V. 213. P. 733. Anton D.L., Shan D.M., Duhl D.M., Giamei A.F. // J. Met. 1989. V. 41. №9. P. 12.
