жаропрочный сплав на основе никеля для монокристаллического литья

Формула изобретения

1. Жаропрочный сплав на основе никеля для монокристаллического литья, содержащий углерод, хром, кобальт, вольфрам, молибден, титан, алюминий, тантал, рений, церий, иттрий, кислород, азот, отличающийся тем, что он дополнительно содержит кремний, марганец и железо, при следующем соотношении компонентов, мас.%:

Углерод	0,001-0,04
Хром	3,5-5,5
Кобальт	8,0-10,0
Вольфрам	4,5-6,5
Молибден	1,5-2,5
Титан	0,5-1,2
Алюминий	5,5-6,2
Тантал	4,5-7,0
Рений	3,5-5,0
Церий	0,005-0,01
Иттрий	0,001-0,01
Кислород	0,0001-0,001
Азот	0,0001-0,001
Кремний	0,005-0,2
Марганец	0,01-0,2
Железо	0,01-0,5
Никель	Остальное,

при соблюдении следующих условий:

11,0% W+Ta 12,0%,

9,5% Ta+Re 10,5%,

6,0% Al+Ti 7,0%.

2. Жаропрочный сплав на основе никеля по п.1, отличающийся тем, что он дополнительно содержит, мас.%: ниобий 0,001-0,2 и бор 0,001-0,02.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным сплавам на основе никеля, предназначенным для производства методом направленной кристаллизации деталей высокотемпературных газовых турбин ГТД и ГТУ, преимущественно монокристаллических рабочих, сопловых лопаток и других элементов горячего тракта турбины, длительно работающих при температурах, превышающих 1000°С.

Известен жаропрочный сплав на основе никеля для монокристаллического литья следующего химического состава, мас.%:

Углерод	0,05-0,12
Хром	5,0-6,0
Кобальт	8,0-10,0
Вольфрам	6,5-7,5
Молибден	0,8-1,5
Ниобий	0,6-1,0
Алюминий	5,5-6,0
Тантал	4,4-5,4
Рений	3,8-4,6
Бор	0,001-0,02
Ниобий	0,6-1,0
Церий	0,005-0,1
Иттрий	0,0001-0,002
Лантан	0,001-0,05
Недоим	0,0005-0,01
Никель	остальное

При соблюдении условия

9,5 (1/2W+1/2Re+1/2Ta+Mo+Nb) 10,5 (Патент РФ № 2148099).

По уровню характеристик жаропрочности он превосходит известные сплавы для лопаток с направленной структурой как отечественные ЖС26, ЖС30, так и зарубежные MarM200, MarM246 и другие сплавы. Высокий уровень прочностных характеристик сплава определяется его легированием рением. Однако сплав не является фазовостабильным. При содержании в сплаве рения на уровне 4-4,3% и вольфрама на уровне 8,5-9% в сплаве при высоких температурах происходит образование пластинчатых выделений топологически плотно упакованных фаз. Топологически плотно упакованные (ТПУ), содержащие рений фазы охрупчивают и разупрочняют сплав; результатом фазовых превращений является высокая дисперсия и снижение характеристик длительной прочности сплава. Выделения такого типа в сплаве могут образовываться так же после термической обработки и технологических нагревов при изготовлении деталей, что требует дополнительного контроля и значительно увеличивает брак деталей.

Известен жаропрочный никелевый сплав следующего химического состава, 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
Углерод	0,01-0,08
Никель	основа

(Патент США № 5 549765).

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, то есть выход годного литья по структуре. Кроме этого данный сплав имеет низкие значения длительной прочности в ориентации [111], что ограничивает возможности его применения.

Наиболее близким к предлагаемому техническому решению и принятым за прототип является сплав следующего химического состава, мас.%:

Хром	4,0-6,0
Кобальт	8,0-10,0
Вольфрам	6,5-8,0
Молибден	0,8-2,2
Титан	0,1-1,0
Алюминий	5,4-6,2
Тантал	4,0-7,0
Рений	2,7-3,7
Ниобий	0,1-1,0
Бор	0,001-0,02
Церий	0,015-0,05
Иттрий	0,001-0,002
Кислород	0,0003-0,001
Азот	0,0003-0,001
Углерод	0,001-0,04
Никель	остальное

(Патент РФ № 2318030).

Сплав предназначается для литья лопаток ГТД с направленной и монокристаллической структурами, длительно работающими при высоких температурах. Сплав имеет недостаточно высокий уровень жаропрочности при температурах, превышающих 1000°С. Сплав не обладает высокой фазовой стабильностью при длительном воздействии температур и напряжений. При содержании W и Re в заявленном соотношении в сплаве отмечается образование ТПУ фаз, приводящих к снижению характеристик длительной прочности (жаропрочности), что наряду с недостаточно высоким сопротивление коррозии ограничивает применение изделий из этого сплава по рабочей температуре и климатическим условиям.

Технической задачей изобретения является разработка жаропрочного сплава на основе никеля для монокристаллического литья отливок деталей ГТД и ГТУ с рабочей температурой, превышающей 1000°С, с более высоким уровнем жаропрочности, фазовой стабильности и сопротивлением высокотемпературной коррозии при сохранении высоких характеристик МЦУ, предела выносливости и технологичности.

Для достижения технической задачи предложен жаропрочный сплав на основе никеля, для монокристаллического литья, содержащий углерод, хром, кобальт, вольфрам, молибден, титан, алюминий, тантал, рений, церий, иттрий, кислород, азот, отличающийся тем, что он дополнительно содержит кремний, марганец и железо при следующем соотношении компонентов, мас.%:

Углерод	0,001-0,04
Хром	3,5-5,5
Кобальт	8,0-10,0
Вольфрам	4,5-6,5
Молибден	1,5-2,5
Титан	0,5-1,2
Алюминий	5,5-6,2
Тантал	4,5-7,0
Рений	3,5-5,0
Церий	0,005-0,01
Иттрий	0,001-0,01
Кислород	0,0001-0,001
Азот	0,0001-0,001
Кремний	0,005-0,2
Марганец	0,01-0,2
Железо	0,01-0,5
Никель	остальное

при соблюдении следующих условий

11,0% W+Та 12,0% 9,5% Ta+Re 10,5%

6,0% Al+Ti 7,0%.

Жаропрочный сплав на основе никеля может дополнительно содержать, мас.%: ниобий 0,001-0,2 и бор 0,001-0,02.

Легирование сплава кремнием в указанных пределах повышает сопротивление жаропрочного сплава окислению.

Введение железа и марганца в небольших количествах (0,01-0,5% и 0,01-0,2%) повышает технологичность сплава при отливке монокристаллических деталей ГТД, в частности жидкотекучесть сплава при отливке деталей сложной конфигурации.

Суммарное содержание титана и алюминия 6,0-7,0% обеспечивает оптимальное содержание первичной эвтектической '- фазы (3-5%), которая растворяется при термической обработке, увеличивает количество упрочняющей '- фазы, тем самым, способствуя упрочнению сплава.

По сравнению со сплавом-прототипом в предлагаемом сплаве понижено содержание вольфрама и увеличено содержание рения, как наиболее эффективно упрочняющего жаропрочные сплавы элемента. Основная трудность, возникающая при разработке сплавов, содержащих рений, связана с тем, что в процессе высокотемпературных нагревов в сплавах может происходить образование фаз, относящихся к разряду топологически плотноупакованных (ТПУ-фазы), которые образуются, как правило, в осях дендритов и представляют собой пластины, выделяющиеся параллельно плоскостям октаэдра {111}. ТПУ-фаза ухудшает свойства сплава, охрупчивая и понижая прочностные характеристики. Снижение содержания вольфрама повышает структурную стабильность сплава относительно выделений ТПУ-фаз. Структурная стабильность ренийсодержащих сплавов относительно образования ТПУ-фазы определяется главным образом соотношением содержания в сплаве Re, W и Та. К тому же ограничение содержания 11% (W+Та) 12% обеспечивает отсутствие поверхностных дефектов типа «струйчатой» ликвации и повышает выход годных по макроструктуре монокристаллических отливок.

Примеры осуществления

В вакуумно-индукционной печи ВИАМ-2002 было выплавлено семь композиций сплавов предлагаемого состава и один сплав, взятый за прототип (Таблица № 1). Масса металла каждой плавки составляла 10 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.

Монокристаллические заготовки образцов подвергались высокотемпературной гомогенизации при температуре выше температуры растворения вторичной упрочняющей '-фазы и ниже температуры солидуса сплавов. Нагрев до окончательной температуры гомогенизации проводился с промежуточными ступенчатыми изотермическими выдержками, что позволило избежать появления структуры локальных оплавлений. Охлаждение от температуры гомогенизации проводили со скоростью ~100°С/мин. После охлаждения заготовки подвергали двухступенчатому старению.

Оценку уровня жаропрочности предлагаемых составов проводили при температурах испытаний 1000 и 1100°С в соответствии с ГОСТ.

Результаты испытаний представлены в Таблице 2. Полученные результаты свидетельствуют, что предлагаемый сплав обеспечивает более высокий уровень жаропрочности, чем сплав-прототип. При близких уровнях долговечности разрушение образцов предлагаемого сплава происходило при более высоких напряжениях. Время до разрушения при испытаниях на жаропрочность исследованных композиций предлагаемого сплава было значительно больше, чем у сплава-прототипа.

Металлографический анализ структуры разрушенных при температуре испытания 1100°С и напряжении 100 МПа образцов исследованных сплавов не выявил образования при испытании пластинчатых выделений ТПУ-фаз, что свидетельствует о высокой фазовой и структурной стабильности предлагаемого сплава.

Исследование стойкости нового жаропрочного сплава к сульфидно-оксидной коррозии (СОК) проводили при температуре 850°С на цилиндрических образцах 10 мм, h=15 мм по следующему режиму: нанесение солевой корки Na₂SO₄+NaCl на образцы проводилось путем погружения образцов в раствор солей, сушка образцов, далее выдержка образцов с солевой коркой при температуре 850°С в течение 1 часа, охлаждение на воздухе. Общая продолжительность испытаний - 30 циклов.

Перед испытаниями образцы обезжиривали и взвешивали на аналитических весах с точностью 0,0002 г. Испытания образцов, помещенных в алундовые тигли, проводили в камерной электропечи сопротивления с воздушной атмосферой. Для определения кинетики процесса СОК через каждые 5 циклов испытаний проводили взвешивание образцов. По окончании испытаний образцы подвергали специальной обработке для удаления продуктов коррозии в соответствии с ГОСТ 9.907-83. Скорость сульфидно-оксидной коррозии нового сплава была на порядок ниже, чем у прототипа.

Испытания на малоцикловую усталость (МЦУ) и многоцикловую усталость (МнЦУ - предел выносливости) проводили по ГОСТ 25.502-79. Испытания на МЦУ проводили на базе N=10⁴ циклов, Т=750°С и растягивающем напряжении на сервогидравлических машинах PSB10K при «мягком» цикле от нулевого осевого нагружения (R=0) треугольной формы, частота циклов f=1 Гц. Испытания на МнЦУ на базе 2×10⁷ циклов проводили на машинах МВПВИАМ при температурах 20 и 900°С на гладких образцах при чистом изгибе с вращением ( _-1), цикл нагружения - симметричный (R=-1), частота циклов f=50 Гц. По 3-4 образца от каждой плавки при различных уровнях напряжения. По результатам испытаний строилась обобщенная кривая долговечности (зависимость числа циклов до разрушения от приложенного напряжения), по которой определялся предел выносливости материала при данной температуре (Таблица 2).

Из совокупности полученных результатов следует, что предлагаемый сплав обеспечивает уровень жаропрочности и сопротивление высокотемпературной коррозии, превосходящие жаропрочность и коррозионностойкость сплава-прототипа, а МЦУ и предел выносливости на уровне прототипа. Сплав технологичен при монокристаллическом литье и пригоден для получения отливок сложной конфигурации.

Таким образом, применение предлагаемого сплава позволит повысить ресурс и надежность изделий, в частности рабочих, сопловых лопаток и других элементов горячего тракта турбины ГТД и ГТУ, длительно работающих при температурах, превышающих 1000°С.

Таблица № 1
Содержание легирующих элементов в мас.%
№ п/п	С	Cr	Co	W	Mo	Ti	Al	Та	Re	Се	Y	Si	Fe	Mn	O	N	Nb	В	W+Та	Та+Re	Al+Ti
1	0,001	5,5	8,0	4,5	2,5	0,7	5,80	6,5	4,0	0,025	0,001	0,01	0,5	0,01	0,0005	0,0008	-	-	11,0	10,5	6,5
2	0,005	4,5	8,98	5,0	1,5	0,5	5,5	7,0	3,5	0,005	0,003	0,08	0,4	0,2	0,0001	0,0005	-	-	12,0	10,5	6,0
3	0,02	3,5	9,3	6,5	1,5	1.2	5,7	4,5	5,0	0,01	0,01	0,005	0,3	0,1	0,0008	0,001	-	-	11,0	9,5	6,9
4	0,01	4,3	10,0	6,0	1,8	1.0	5,9	6,0	4,3	0,005	0,004	0,15	0,15	0,05	0,001	0,0008	-	-	12,0	10,3	6,9
5	0,04	5,0	9,0	5,8	2,2	0,8	6,2	5,5	4,0	0,008	0,005	0,2	0,01	0,15	0,0006	0,0001	-	-	11,3	9,5	7,0
6	0,02	4,5	9,2	5.5	1.8	1,2	5,7	6,0	4,0	0,008	0,003	0,08	0,4	0,2	0,0001	0,0008	0,001	0,02	11,5	10,0	6,9
7	0,01	4,0	8,5	6,0	1,8	1.0	5,9	6,0	4,3	0,005	0,004	0,15	0,15	0,05	0,001	0,0005	0,02	0,001	12,0	10,3	6,9
прототип	0,02	5,2	9,3	7,0	0,8	0,8	5,8	6,0	3,7	0,03	0,002				0,001	0,001	0,8	0,005
Основа - никель

Таблица № 2
№ п/п	Состав	Время до разрушения при испытании на длительную прочность (жаропрочность) в часах	Скорость циклической сульфидно-оксидной коррозии при 850°С в г/м2·ч	Малоцикловая усталость в МПа на базе N=104 цикл. Т=750°С	Предел выносливости в МПа на базе циклов 2×107 гладких образцах
Температура испытания 1000°С, напряжение 275 МПа	Температура испытания 1000°С, напряжение 175 МПа	Температура испытания 1100°С, напряжение 150 МПа	Температура испытания 1100°С, напряжение 105 МПа	Температура испытания
20°С	900°С
1	Заявляемый сплав	116	860	98	975	3,0-4,0	1100	480	400
125	940	105	1025
2	157	1035	126	1140	3,5-4,5	1110	480	410
149	1290	143	1267
3	165	1120	154	1150	2,0-4,0	1100	470	400
180	1250	148	1300
4	148	1050	136	1040	1,9-2,5	1100	480	400
138	1150	142	1089
5	106	820	100	960	4,5-6,0	1120	485	420
103	895	105	895
6		115	1015	98	985	9,0-10,0	1140	480	430
125	1105	107	1025
7		136	960	93	970	8,5-9,5	1135	480	430
125	1040	115	1015
8	Прототип	90	675	74	650	30-50	1050	420	400
80	725	82	720