RU2297466C2

RU2297466C2 - Монокристальный никелевый жаропрочный сплав

Info

Publication number: RU2297466C2
Application number: RU2004131918/02A
Authority: RU
Inventors: Альмир Амирович Ганеев (RU); Альмир Амирович Ганеев; Павел Николаевич Никифоров (RU); Павел Николаевич Никифоров
Priority date: 2004-11-01
Filing date: 2004-11-01
Publication date: 2007-04-20
Also published as: RU2004131918A

Abstract

Изобретение относится к металлургии сплавов, а именно к жаропрочным сплавам на основе никеля, используемым для деталей с монокристаллической структурой, например лопаток газовых турбин, работающих при высоких температурах. Предложен никелевый жаропрочный сплав для монокристального литья, содержащий, мас.%: хром - 4,7...5,4, кобальт - 5,9...6,9, молибден - 0,6...0,7, вольфрам - 5,3...6,1, рений - 4,8...5,6, тантал - 6,2...7,2, алюминий - 4,8...5,6, титан - 0,3...0,4, ниобий - 0,8...0,9, гафний - 0,009...0,011, углерод - 0,007...0,009, лантан - 0,001...0,005, иттрий - 0,001...0,005, никель - остальное, при содержании вредных примесей: железо - не более 0,5, марганец - не более 0,2, кремний - не более 0,2, фосфор - не более 0,015, сера - не более 0,01. Технический результат - повышение жаропрочности и фазовой стабильности монокристального никелевого жаропрочного сплава при улучшении технологических характеристик. 2 табл.

Description

Изобретение относится к металлургии сплавов, а именно жаропрочных сплавов на основе никеля, используемых для деталей с монокристаллической структурой, например лопаток газовых турбин, работающих при высоких температурах.

Известен никелевый жаропрочный сплав для монокристального литья René N6 [Патент США №5270123 Int. C1.⁵ C22C 19/05, C22F 01/10, 1993] состава, мас. %:

Хром - 4,0...6,5

Кобальт - 10...15

Молибден - 0,5...2,0

Вольфрам - 5...6,5

Рений - 5,1...5,6

Рутений - 0...6

Тантал - 7...9,25

Алюминий - 5...6,25

Ниобий - 0...1

Гафний - 0,1...0,5

Углерод - 0,02...0,07

Бор - 0,003...0,01

Никель - остальное

при соблюдении условия (Cr+Мо)=4,6...6,5.

Недостатком известного сплава является недостаточная жаропрочность: при температуре 1093°С и напряжении σ=141 МПа долговечность сплава составляет около 100 ч. Это обусловлено склонностью сплава к образованию в интервале рабочих температур 1000...1100°С топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз. Отрицательное влияние ТПУ-фаз на свойства сплава проявляется в том, что они служат источником зарождения и распространения трещин, ведущих к преждевременному разрушению. Кроме того, ТПУ-фазы связывают значительное количество основных легирующих элементов (рения, вольфрама, кобальта, хрома, молибдена) и тем самым не только обедняют ими γ-твердый раствор, снижая эффективность твердорастворного упрочнения сплава, но и снижают количество и термостабильность упрочняющей γ'-фазы.

Наиболее близким аналогом, взятым за прототип, является никелевый жаропрочный монокристальный сплав CMSX-10 [Патент США №5366695 Int. C1⁵ C22C 19/05, 1994]. Жаропрочный сплав на основе никеля содержит хром, кобальт, алюминий, вольфрам, ниобий, молибден, тантал, рений, гафний, титан при следующем соотношении указанных выше компонентов, мас.%:

Хром - 1,8...4,0

Кобальт - 1,5...9,0

Молибден - 0,25...2,0

Вольфрам - 3,5...7,5

Рений - 5,0...7,0

Тантал - 7,0...10,0

Алюминий - 5,0...7,0

Титан - 0,1...1,2

Ниобий - 0...0,5

Гафний - 0...0,15

Никель - остальное

Сплав имеет следующие характеристики жаропрочности: при температуре 982°С и напряжении σ=248 МПа долговечность сплава τ=239,8...775,2 ч; при температуре 1010°С и σ=248 МПа τ=140,7...354,4 ч.

Однако недостатком известного сплава является специфическая фазовая нестабильность - образование вторичной реакционной зоны (secondary reaction zone - SRZ), обусловленная высоким содержанием рения. SRZ представляет собой трехфазную область из γ'-матрицы с пластинчатыми выделениями γ-фазы и ТПУ Р-фазы системы Ni-Re-W, причем последняя содержит до 50% рения и до 20% вольфрама.

Кроме того, сплав CMSX-10 склонен к образованию при кристаллизации избыточных фаз эвтектического происхождения на основе Ni₃ (Al, Та, Ti, Hf, Nb). Наличие в литой структуре сплава эвтектических фаз ухудшает технологические свойства сплава, снижая температурный интервал гомогенизирующего отжига, равный разности между температурой локального плавления и температурой полного растворения упрочняющей γ'-фазы. В результате возникают трудности в проведении термической обработки на твердый раствор для растворения избыточных фаз и устранения ликвационной неоднородности без риска оплавления, а сплав обладает недостаточно высокой длительной прочностью при температуре 1000°С.

Задачей, на решение которой направлено заявляемое изобретение, является повышение жаропрочности и фазовой стабильности монокристального никелевого жаропрочного сплава при улучшении технологических характеристик.

Решение поставленной задачи достигается оптимальным легированием монокристального никелевого жаропрочного сплава кобальтом, вольфрамом, молибденом, рением и танталом, способствующим снижению риска образования SRZ и повышению жаропрочности. Наиболее предпочтительным является следующее соотношение компонентов, мас. %:

Хром - 4,7...5,4

Кобальт - 5,9...6,9

Молибден - 0,6...0,7

Вольфрам - 5,3...6,1

Рений - 4,8...5,6

Тантал - 6,2...7,2

Алюминий - 4,8...5,6

Титан - 0,3...0,4

Ниобий - 0,8...0,9

Гафний - 0,009...0,011

Углерод - 0,007...0,009

Лантан - 0,001...0,005

Иттрий - 0,001...0,005

Никель - остальное

при содержании вредных примесей:

Железо - не более 0,5

Марганец - не более 0,2

Кремний - не более 0,2

Фосфор - не более 0,015

Сера - не более 0,01.

Снижение концентрации молибдена уменьшает склонность сплава к выделению ТПУ-фаз и карбидных фаз М₆С с неблагоприятной морфологией. Введение в состав сплава углерода, лантана и иттрия дополнительно способствует расширению температурного интервала гомогенизирующего отжига, снижая таким образом риск локального оплавления при гомогенизации. Снижение концентрации гафния способствует уменьшению объемной доли фаз эвтектического происхождения на основе Ni₃ (Al, Та, Ti, Hf, Nb), также снижая риск локального оплавления. В результате повышается длительная прочность сплава.

Пример конкретного выполнения

В вакуумной индукционной плавильной печи УППФ-3М с электрокорундовым тиглем емкостью 15 кг были приготовлены 4 плавки сплава предлагаемого состава и одна плавка состава, соответствующего сплаву-прототипу. В качестве исходных шихтовых материалов применялись:

Сплав никелевый жаропрочный ЖС32	ТУ 1-92-177-91
Никель электролитический марки Н0	ГОСТ 849-97
Хром алюмотермический марки Х0	ГОСТ 5905-79
Кобальт металлический марки К1	ГОСТ 123-98
Молибден металлический в штабиках	ТУ 48-19-73-86
Вольфрам металлический в штабиках	ТУ 48-19-76-90
Рений металлический Re-2-РЭ	ТУ 88-59
Тантал в слитках марки Т-0	ГОСТ 16400-70
Алюминий металлический марки А99	ГОСТ 11739-90
Титан марки ВТ1-0	ГОСТ 19807-91
Ниобий металлический в штабиках НБШ000	ГОСТ 16100-79
Гафний иодидный марки ГФМ1	ТУ 22517-77
Цирконий иодидный	ТУ 95-46-82
Лигатура никель-бор НБ1	ТУ 1425-3-71
Углерод (электродный бой)	ГОСТ 4426-80

Расчет шихты на выплавку заготовок производили на основании предварительных исследований угара легирующих элементов: для никеля, вольфрама, молибдена, хрома, ванадия, циркония, рения, церия, бора - по номинальному расчету, для углерода, титана и алюминия с учетом угара -13%, 5% и 3% соответственно.

Шихта загружалась в тигель в следующей последовательности: 30% сплава ЖС32 и никеля на дно тигля, далее вольфрам, молибден, хром, кобальт, сверху - оставшаяся часть сплава ЖС32 и никеля. При разряжении 9,33 Па (7·10^-2 мм рт.ст.) включали печь на малую мощность для дегазации и подогрева шихты, через 5...10 мин мощность увеличивали. В жидкий металл через дозатор вводили тантал, ниобий, рений и углерод (электродный бой). После полного расплавления температуру металла поднимали до 1600°С, металл выдерживали при этой температуре в течение 10...20 мин до прекращения кипения, затем температура снижалась до 1510...1540°С и вводились добавки с интервалами 3...5 мин в следующем порядке: алюминий, титан, цирконий, иттрий, лантан, лигатура никель-бор. После введения последней добавки металл выдерживали в течение 5...10 мин и при достижении температуры 1510...1530°С производили разливку в формы цилиндрического типа с диаметром 70 мм для последующей нарезки под мерную заготовку.

Каждая плавка подвергалась химическому и спектральному анализу по всем элементам, кроме бора и РЗМ. Бор и РЗМ определялись только спектральным анализом.

Отливка образцов и лопаток производилась в оболочковые формы, изготовленные по выплавляемым моделям.

Модели изготавливали из модельной массы MB, состоящей из 50% модельной массы ЗГВ-101 (ТУ РБ 0020-358-003-98) и 50% карбамида (ГОСТ 2081-92). Данная модельная масса обеспечивает высокую точность и чистоту поверхности модели.

Керамическую форму изготавливали путем окунания модельного блока в суспензию с последующей обсыпкой электрокорундом и сушкой каждого слоя в установке вакуумно-аммиачной сушки УВС-3. В качестве огнеупорного наполнителя суспензии применяли электрокорунд; в качестве связующего использовали гидролизованный этилсиликат ЭТС40 (ГОСТ 51174-71). Вязкость огнеупорной суспензии для первого слоя составляла 50...60 с по вискозиметру ВЗ-4 (ГОСТ 9070-75), для последующих слоев - 25...30 с. Для обсыпки первого слоя керамической формы применяли электрокорунд фракции 0,16...0,25 мм, для последующих слоев - электрокорунд фракции 0,5...0,63 мм. На модельные блоки наносили 9 слоев, причем последний слой являлся закрепляющим, т.е. электрокорундом не обсыпался.

После окончания сушки последнего слоя модельная масса вытапливалась из оболочки горячим паром при температуре 160...170°С и давлении 0,7...0,8 МПа на бойлерклаве модели 64501. Затем оболочка прокаливалась при температуре 1025...1075°С в течение 6...8 часов с целью полного выгорания остатков модельной массы и продуктов неполного гидролиза связующего.

С целью обеспечения регламентированной аксиальной кристаллографической ориентации (КГО) [001] в нижнюю часть керамической формы устанавливали затравки - цилиндры из сплава Ni-W (67% Ni и 33% W), имеющие заданную аксиальную КГО.

Прокаленную керамическую форму помещали в печь подогрева форм (ППФ) установки для высокоскоростной направленной кристаллизации УВНК-8П. Температуру верхнего и нижнего нагревателей ППФ доводили до 1540 и 1630°С соответственно и выдерживали при данной температуре 15...20 мин, доводя вакуум в печи до 10,7 Па (8·10^-2 мм рт.ст.). После этого расплавляли мерную заготовку сплава, доводили температуру расплава до 1590...1610°С, выдерживали 1...2 мин и проводили высокотемпературную обработку расплава, в ходе которой в камеру подавали аргон марки А (ГОСТ 10157-79), доводя давление до 0,004...0,005 МПа (30...40 мм рт.ст.), а металл перегревали до 1730...1750°С, выдерживали 20 мин и охлаждали до 1600°С. Далее вакуум в камере доводили до 10,7 Па (8·10^-2 мм рт.ст.), расплав охлаждали до 1540...1560°С, заливали в форму и выдерживали 2,5...3,5 мин.

Залитые формы для обеспечения направленного теплоотвода и стабилизации температуры на фронте кристаллизации перемещали со скоростью 10 мм/мин из исходного положения в жидкометаллический кристаллизатор - чугунную ванну с алюминием А5 (ГОСТ 11069-74), имеющим температуру 700°С, до полного погружения в кристаллизатор замковой части лопаток. Далее залитые формы извлекались из кристаллизатора в ППФ и с целью снижения литейных напряжений термостатировались в течение 10 мин при температуре 1280...1300°С. Затем блок отливок охлаждался вместе с ППФ и при снижении температуры до 900°С форму выводили из печи.

Полученные образцы подвергли термообработке, включающей гомогенизирующий отжиг в интервале температур 1310...1370°С с последующим охлаждением в струе аргона, первое старение при температуре 1050...1150°С в течение 8 часов и второе старение при температуре 850...950°С в течение 20 часов.

Отлитые детали подвергались контролю методами, предусмотренными в серийном производстве для турбинных лопаток: наружному осмотру, контролю структуры, проверке геометрии, рентгенопросвечиванию, люминесцентному контролю и цветной дефектоскопии.

Контроль КГО осуществляли на дифрактометре ДРОН-3М путем рентгеносъемки с поперечного среза конуса-стартера. Допускалось отклонение не более 10° от КГО [001].

Термообработанные образцы были испытаны на кратковременную и длительную прочность. Испытания на кратковременную прочность проводили при 20°С, на длительную прочность - при 1000°С.

Испытания на статическое растяжение (разрыв) проводились по ГОСТ 1497-84 на испытательной машине УТМ-20 при комнатной температуре. К образцу плавно прикладывали нагрузку, доводя образец до разрыва. Временное сопротивление σ_в определяли по формуле:

где Р_max - максимальная нагрузка испытания, МН;

F₀ - площадь поперечного сечения образца до испытаний, мм².

После испытания образцов определяли относительное удлинение δ:

где l₀ - расчетная длина образца до испытания, мм;

l_к - длина образца после испытания, мм.

Начальную расчетную длину l₀ - длину участка рабочей части образца, на котором измерялось удлинение, перед началом испытания ограничивали рисками с погрешностью не более 1%. Для измерения расчетной длины после разрыва l_к разрушенные части образца плотно складывались так, чтобы оси их образовывали прямую линию. Расчетную длину образца до и после испытания измеряли с погрешностью ±0,05 мм.

Относительное сужение ψ определяли по формуле:

где F₀ - начальная площадь поперечного сечения образца, мм²;

F_к - площадь поперечного сечения образца после испытания, мм².

Начальную площадь поперечного сечения рабочей части образца F₀ измеряли при комнатной температуре перед испытанием. Площадь поперечного сечения образца после разрушения F_к подсчитывали по среднему арифметическому из результатов измерений минимального диаметра в месте разрыва в 2-х взаимно перпендикулярных направлениях. Измерение образцов после испытаний производилось с погрешностью ±0,01 мм.

Методика испытаний на длительную прочность соответствовала ГОСТ 10145-81. Сущность методики заключалась в доведении образца до разрушения под действием постоянной растягивающей нагрузки при постоянной температуре (до 1200°С). В результате испытаний определяли время до разрушения при заданном напряжении при постоянной температуре.

Использовались образцы цилиндрического типа диаметром 5 мм с начальной расчетной длиной 25 мм, отклонение по величине площади поперечного сечения не превышало ±0,5%. Допускаемое отклонение диаметра рабочей части цилиндрических образцов ±0,2 мм, шероховатость Ra<0,63 мкм, биение образца при проверке в центрах до 0,02 мм.

Для измерения температуры образцов на концах их рабочей части устанавливали 2 термопары так, чтобы горячие спаи плотно соприкасались с поверхностью образца. Горячий спай термопары был защищен от воздействия раскаленных стенок печи асбестом.

Образец, установленный в захватах испытательной машины и помещенный в печь, нагревали до заданной температуры (время нагрева не превышало 8 часов) и выдерживался при этой температуре 1 час. После нагрева образца и выдержки при заданной температуре к образцу плавно прикладывали нагрузку. Время до разрушения при заданной величине напряжения, т.е. нагрузки, отнесенной к начальной площади поперечного сечения образца, являлось основным показателем данного вида испытания. После разрушения образца определялись относительное удлинение δ (2) и относительное сужение ψ (3).

Составы сплавов (мас.%) и результаты испытаний приведены в табл. 1 и 2 соответственно.

Как видно из табл. 2, предлагаемый сплав превосходит сплав-прототип по длительной прочности: при температуре испытания 1000°С и напряжении 240 МПа долговечность заявляемого сплава τ=639...662 ч против 549 ч у сплава-прототипа. Это позволяет рекомендовать этот сплав для монокристального литья лопаток газовых турбин, к которым предъявляются повышенные требования по ресурсу работы при высоких температурах.

Итак, заявляемый сплав позволяет достичь повышения жаропрочности и фазовой стабильности монокристального никелевого жаропрочного сплава при улучшении технологических характеристик.

Таблица 1
Составы сплавов, мас.%
№	Сплав	Cr	Со	Мо	W	Re	Та	Al	Ti	Nb	Hf	С	Y	La	Fe	Mn	Si	Р	S	Ni
1	Прототип	2,4	4,0	0,4	6,2	6,0	8,3	5,8	0,55	0,14	0,025	-	-	-	0,21	0,093	0,10	0,008	0,005	ост.
2	Заявляемый	4,91	6,49	0,63	5,77	5,12	6,45	5,15	0,37	0,84	0,010	0,008	0,003	0,001	0,29	0,128	0,14	0,011	0,007	-″-
3	-″-	4,93	6,51	0,65	5,80	5,34	6,87	5,26	0,38	0,83	0,010	0,008	0,003	0,005	0,22	0,097	0,11	0,008	0,005	-″-
4	-″-	5,02	6,13	0,65	5,58	5,00	6,89	5,34	0,36	0,85	0,010	0,008	0,002	0,003	0,13	0,059	0,07	0,011	0,003	-″-
5	-″-	5,19	6,65	0,67	5,82	5,30	6,87	5,21	0,38	0,86	0,010	0,008	0,003	0,003	0,41	0,197	0,19	0,012	0,009	-″-

Таблица 2
Результаты испытаний
Сплав	Результаты испытаний при комнатной температуре			Результаты испытания при температуре 1000°С
	σ_B ²⁰, МПа	δ,%	ψ, %	τ при σ=240 МПа, ч	δ, %	ψ, %
1	1175	7,0	10,7	549	13,2	15,5
2	1203	7,5	10,2	639	13,7	15,9
3	1212	7,2	9,5	650	14,2	15,3
4	1217	6,1	9,1	662	12,1	13,6
5	1225	6,0	8,1	647	13,3	14,5

Claims

Монокристальный никелевый жаропрочный сплав, содержащий хром, кобальт, молибден, вольфрам, рений, тантал, алюминий, титан, ниобий, гафний, лантан, иттрий и углерод, отличающийся тем, что он содержит компоненты в следующем соотношении, мас.%:

Хром 4,7-5,4 Кобальт 5,9-6,9 Молибден 0,6-0,7 Вольфрам 5,3-6,1 Рений 4,8-5,6 Тантал 6,2-7,2 Алюминий 4,8-5,6 Титан 0,3-0,4 Ниобий 0,8-0,9 Гафний 0,009-0,011 Углерод 0,007-0,009 Лантан 0,001-0,005 Иттрий 0,001-0,005 Никель Остальное

при содержании вредных примесей:

Железо Не более 0,5 Марганец Не более 0,2 Кремний Не более 0,2 Фосфор Не более 0,015 Сера Не более 0,01