Результат интеллектуальной деятельности: НИКЕЛЕВЫЙ ЖАРОПРОЧНЫЙ СПЛАВ ДЛЯ МОНОКРИСТАЛЬНОГО ЛИТЬЯ

Изобретение относится к металлургии сплавов, а именно к производству 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 [1] состава, мас.%:
Хром - 5,8 - 6,8
Кобальт - 0,1 - 6
Алюминий - 5 - 5,8
Вольфрам - 6 - 7,8
Ниобий - 0,05 - 0,5
Молибден - 3,5 - 4,8
Тантал - 6 - 7,8
Церий - 0,002 - 0,02
Иттрий - 0,002 - 0,02
Лантан - 0,002 - 0,02
Никель - Остальное
при соблюдении условия: 10,5 ≤ (1/2 W + 1/2 Ta + Mo + Nb) ≤ 11,5.

Известный сплав обладает недостаточной жаропрочностью: при температуре 1050^oC и напряжении 15 кгс/мм² время до разрушения при испытании на длительную прочность сплава составляет 450-500 ч.

Известен никелевый жаропрочный сплав для монокристального литья [2] состава, мас.%:
Хром - 4,0 - 6,5
Кобальт - 10 - 15
Алюминий - 5 - 6,25
Вольфрам - 5 - 6,5
Ниобий - 0 - 1
Молибден - 0,5 - 2,0
Тантал - 7 - 9,25
Рений - 5,1 - 5,6
Гафний - 0,1 - 0,5
Углерод - 0,02 - 0,07
Рутений - 0 - 6
Бор - 0,003 - 0,01
Хром + молибден - 4,6 - 6,5
Никель - Остальное
Недостатком известного сплава является склонность к образованию топологически плотноупакованных (ТПУ) σ,μ,R,P - фаз в интервале рабочих температур 1000 -1100^oC. Отрицательное влияние ТПУ фаз на свойства сплава проявляется в том, что они служат источником зарождения и распространения трещин, ведущих к преждевременному разрушению. Кроме этого, ТПУ фазы связывают значительное количество основных легирующих элементов и, тем самым, обедняют ими γ-твердый раствор, снижая эффективность твердорастворного упрочнения сплава. В результате известный сплав обладает недостаточной жаропрочностью: при температуре 1093^oC и напряжении σ = 141 МПа долговечность сплава составляет ~ 100 ч.
Наиболее близким аналогом, взятым за прототип, является никелевый жаропрочный монокристальный сплав [3]. 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
Алюминий - 5,0 -7,0
Вольфрам - 3,5 -7,5
Ниобий - 0 -0,5
Молибден - 0,25 - 2,0
Тантал - 7,0 -10,0
Рений - 5,0 -7,0
Гафний - 0 -0,15
Титан - 0,1 -1,2
Никель - Остальное
Сплав имеет следующие характеристики жаропрочности: при температуре 982^oC и напряжении σ = 248 МПа долговечность сплава τ = 239,8-775,2 ч; при температуре 1010^oC и σ = 248 МПа τ = 140,7 - 354,4 ч.

Однако недостатком известного сплава является склонность к образованию при кристаллизации избыточных фаз эвтектического происхождения на основе Ni₃(А1, Та, Ti, Hf, Nb), а также склонностью к фазовой нестабильности в связи с широким интервалом легирования в пределах указанного выше соотношения компонентов. Вследствие этого сплав обладает недостаточно высокой длительной прочностью при температуре 1000^oC.

Наличие в литой структуре сплава фаз эвтектического происхождения на основе Ni₃(А1, Та, Ti, Hf, Nb) также 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 без риска оплавления термической обработки на твердый раствор для растворения избыточных фаз и устранения ликвационной неоднородности.

Технической задачей предлагаемого изобретения является устранение вышеуказанных недостатков, а именно улучшение технологических характеристик сплава при повышении жаропрочности. Для этого в никелевый жаропрочный сплав для монокристального литья, содержащий хром, кобальт, алюминий, вольфрам, молибден, тантал, рений, дополнительно введены церий, лантан, неодим, иттрий и углерод при следующем соотношении компонентов, мас.%:
Хром - 2,0 - 3,0
Кобальт - 9,5 - 12,0
Алюминий - 5,5 - 6,2
Вольфрам - 0,1 - 1,8
Молибден - 1,6 - 2,4
Тантал - 7,8 - 10,0
Рений - 7,8 - 10,0
Церий - 0,002 - 0,02
Лантан - 0,002 - 0,02
Неодим - 0,0005 - 0,01
Иттрий - 0,002 - 0,02
Углерод - 0,002 - 0,05
Никель - Остальное
при соблюдении условия: 10,5 ≤ (1/2W + 1/2Re + 1/2 Ta + Mo) ≤ 11,5.

Введение в состав сплава церия, лантана, неодима и углерода способствует оптимальному перераспределению легирующих элементов по дендритной ячейке и расширению температурного интервала гомогенизирующего отжига без риска оплавления. Одновременная корректировка химического состава сплава при выполнения условия 10,5 ≤ (1/2W + 1/2Re + 1/2Ta+ Mo) ≤ 11,5. приводит к повышению фазовой стабильности γ′-твердого раствора и γ′-фазы, увеличению периода кристаллической решетки этих фаз и достижению его оптимального размерного несоответствия. В результате повышается длительная прочность сплава. Кроме того, удаление из состава сплава титана, ниобия и гафния приводит к повышению термодинамической стабильности упрочняющей γ′-фазы, что также способствует повышению высокотемпературной длительной прочности сплава.

Пример осуществления. Для проверки были выплавлены в вакуумной индукционной печи ВИАМ-1635 шесть сплавов предлагаемого состава и один сплав состава, взятого за прототип. Затем эти сплавы переплавляли в установке для направленной кристаллизации (скорость вытягивания формы - 10 мм/мин) с получением монокристаллических слитков с осевой ориентацией, близкой к кристаллографическому направлению роста <001>. Из этих слитков изготавливали образцы (диаметр 7 мм, длина 7 мм) для определения температур фазовых превращений в твердом и твердожидком состояниях. Затем слитки подвергали термической обработке, включающей гомогенизирующий отжиг в интервале между температурой полного растворения упрочняющей γ′-фазы и температурой локального плавления, первое старение в интервале температур 1050 - 1150^oC, второе старение в интервале температур 750 - 900^oC. Из термообработанных таким образом слитков изготавливали образцы для механических испытаний (длина образца 70 мм, рабочая база 25 мм, рабочий диаметр 5 мм) на долговечность (длительное одноосное растяжение) при высоких температурах. Механические испытания образцов проводили при температуре 1000^oC и напряжении 32 кгс/мм.

Содержание компонентов (мас.%) в сплавах и характеристики сплавов приведены в табл. 1 и 2 соответственно.

Как видно из табл. 2, предлагаемый сплав имеет большую величину (на 44-57^oC) температурного интервала гомогенизирующего отжига, чем сплав, взятый за прототип. Это позволяет проводить термическую обработку на твердый раствор и гомогенизацию сплава без риска оплавления и полностью устранить фазовую и химическую неоднородность. Кроме того, значения параметров характеризующих фазовую стабильность, для предлагаемого сплава меньше критических, что свидетельствует об отсутствии склонности его γ-твердого раствора к выделению ТПУ - фаз.

Значения параметров вычислялись по формулам:

где (Mdt)_i - энергетический уровень d- орбиталей i-го химического элемента; (N_ν)_i - количество электронных вакансий химического элемента; X, Z, - атомные концентрации i-х элементов в γ-твердом растворе и сплаве соответственно; А_i - и Е_i- соответственно атомная масса и концентрация валентных электронов i-го элемента (sp-электроны алюминия и ds- электроны переходных металлов). В результате долговечность предлагаемого сплава при испытаниях на длительную прочность при температуре 1000^oC и напряжении 32 кгс/мм² повышается в ≈ 2 раза по сравнению со сплавом, взятым за прототип.

Таким образом, предлагаемый сплав значительно превосходит известный сплав по длительной прочности, что позволяет рекомендовать этот сплав для монокристального литья лопаток газовых турбин, к которым предъявляются повышенные требования к жаропрочности при высоких температурах.

Литература
1. Патент РФ N 1776076. МКИ С 22 С 19/05. 1990.

2. United States Patent N 5455120. Int.Cl.⁶ C 22 С 19/05, C 22 F 1/10 1995.

3. United States Patent N 5366695. Int.Cl.⁵ C 22 С 19/05. 1994.

4. Yukawa N. , Morinaga M., Ezaki H., Murata Y. Alloy design of superalloys by the d-electrons concept //High Temperature Alloys for Gas Turbines and Other Applications //Proc. of Conf. Held in Liege, Belgium. Dordrecht, 1986. P. 935-944.

5. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок /Под ред. Ч.Т.Симса, Н.С.Столоффа, У.К.Хателя: Пер. с англ. В 2-х книгах. Кн. 1. /Под ред. Р.Е.Шалина. M.: Металлургия. 1995.384 с.

6. Морозова Г. И. Закономерность формирования химического состава γ′/γ-матриц многокомпонентных никелевых сплавов //ДАН СССР. 1991. Т.320, N6, с.1413-14-16.