Физика металлов и металловедение, 2022, T. 123, № 8, стр. 888-894

ВВЕДЕНИЕ

К настоящему времени разработано большое количество никелевых жаропрочных сплавов (НЖС) для литья монокристаллических лопаток, а также изготовления методами порошковой металлургии дисков авиационных газотурбинных двигателей (ГТД) и стационарных энергетических газовых турбин [1, 2].

В зависимости от системы легирования монокристаллические НЖС принято разделять на пять поколений, от I до V. Традиционный способ повышения служебных свойств сплавов поколения I заключался в нахождении оптимального сочетания таких легирующих элементов как Al, Ti, Cr, Co, Mo, Nb, Ta и W. Однако этот способ себя полностью исчерпал, и поэтому, начиная с поколения II, НЖС дополнительно легируют дефицитным элементом рением, а с поколения IV еще и рутением – элементом платиновой группы. Легирование этими элементами существенно повышает жаропрочность, но при этом вследствие большой массы атомов Re и Ru и высокой стоимости этих элементов значительно возрастают плотность и стоимость сплавов. Поэтому применение Re и Ru в металлургии НЖС следует тщательно оптимизировать, учитывая механизмы повышения прочностных характеристик НЖС при легировании этими элементами. Имеется немало работ, посвященных так называемому “рениевому эффекту” ‒ повышению высокотемпературных механических свойств монокристаллических НЖС II и III поколений за счет легирования рением [3–6]. Менее изучено влияние легирования рутением [7, 8]. Имеющиеся литературные данные о механизмах упрочнения-легированных рением и рутением НЖС часто носят противоречивый характер. Поэтому возникла необходимость в проведении дополнительных исследований. Наибольший интерес представляет синергическое влияние рения и рутения на жаропрочность, реализованное в НЖС IV и V поколений [9–12].

Цель данной работы заключалась в исследовании и сравнении длительной прочности монокристаллических НЖС III и IV поколений.

Синергический упрочняющий эффект рения и рутения обсуждается на основании полученных результатов и имеющихся литературных данных.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ

Объектами исследования являлись монокристаллы разработанных ВИАМ НЖС марок ВЖМ1 и ВЖМ4 [11]. Химический состав сплавов приведен в табл. 1. Как видно из табл. 1, сплав ВЖМ1 содержит 9.3% мас. Re, но не содержит Ru. Согласно принятой классификации сплав ВЖМ1 относится к III поколению монокристаллических НЖС. Сплав ВЖМ4 содержит 6.0 мас. % Re и 4.0 мас. % Ru и относится к сплавам IV поколения. Суммарные концентрации Re и Ru в этих сплавах приблизительно равны.

Монокристаллы (прутки диаметром 15 и длиной 185 мм) из сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4 с осевой кристаллографической ориентацией [001] отливали по методу LMC (Liquid Metal Cooling) в установках для направленной кристаллизации (ВИАМ) УВНЭС-5 (сплав ВЖМ1, скорость кристаллизации R = 0.4 см/мин, осевой градиент температуры перед фронтом роста G ≈ 120°C/см) и УВНК-9А (сплав ВЖМ4, R = 0.7 см/мин, G ≈ ≈ 60°C/см). Для зарождения монокристаллической структуры заданной [001] ориентации в отливках из исследованных сплавов использовали специальные затравки из монокристаллов сплава Ni–W, которые закладывали в затравочные полости литейных керамических форм.

Определение кристаллографической ориентации полученных монокристаллов проводили на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3.

Для формирования оптимальной γ/γʹ-микроструктуры, монокристаллы подвергали термической обработке, состоящей из ступенчатой гомогенизации в интервале температур 1285‒1320°C в течение 26 ч и двухступенчатого старения при температурах 1130 и 870°С.

Микроструктурные исследования выполняли на растровом электронном микроскопе (РЭМ) JSM-840. Для этого использовали микрошлифы, изготовленные из термообработанных монокристаллов (плоскость (001)) и рабочей части образцов, испытанных на длительную прочность (плоскость, параллельная продольной оси образца).

Образцы c рабочей частью длиной 25 мм и диаметром 5 мм для испытаний изготавливали из термически обработанных монокристаллов, отклонение ориентации [001] от продольной оси которых не превышало 10 град. Испытания образцов на длительную прочность с определением времени до разрушения (долговечность) проводили на машинах ZST2/3-ВИЭТ на воздухе при температурах 850, 1000, 1100 и 1150 °С и разных уровнях приложенных растягивающих напряжений.

РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Микроструктура монокристаллов сплавов после полного цикла термической обработки представлена на рис. 1.

Рис. 1.

γ/γ′-микроструктура термообработанных монокристаллов сплавов ВЖМ1 (а) и ВЖМ4 (б).

Как следует из рис. 1, после высокотемпературной гомогенизации и двухступенчатого старения в монокристаллах обоих сплавов сформировалась регулярная γ/γ′-микроструктура кубоидной морфологии с размером γ′-частиц около 0.5 мкм.

Длительная прочность. На рис. 2 представлены результаты испытаний [001] монокристаллов сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4 на длительную прочность при температурах 850, 1000, 1100 и 1150°С. Круглые точки на рис. 2 соответствуют сплаву ВЖМ1, треугольные – сплаву ВЖМ4. Штриховые и сплошные кривые соответственно являются аппроксимацией временных зависимостей длительной прочности сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4. Как видно из рис. 2, при температуре 850°С, отвечающей примерно рабочим условиям замка турбинной лопатки, сплавы ВЖМ1 и ВЖМ4 имеют практически одинаковую длительную прочность вплоть до значений долговечностей в 1000 ч.

Рис. 2.

Кривые длительной прочности [001] монокристаллов сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4 при температурах 850, 1000, 1100 и 1150°С (круглые точки и штриховые кривые соответствуют сплаву ВЖМ1, треугольные точки и сплошные кривые – сплаву ВЖМ4; а–а ‒ линия инверсии длительной прочности сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4.

Что касается температурного интервала 1000‒ 1150°С, соответствующего рабочим условиях пера турбинной лопатки, то здесь при больших долговечностях сплав ВЖМ4 по длительной прочности намного превосходит сплав ВЖМ1, а при малых долговечностях имеет место инверсия – жаропрочность сплава ВЖМ1 выше таковой сплава ВЖМ4.

Следует обратить внимание на то, что долговечность ${{\tau }^{Т}}$ (время до разрушения, где Т ‒ температура, °С), при которой пересекаются кривые длительной прочности сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4 (линия инверсии а‒а на рис. 2), смещается в сторону меньших значений с повышением температуры: τ⁸⁵⁰ ≈ 900 ч, τ¹⁰⁰⁰ ≈ 400 ч, τ¹¹⁰⁰ ≈ 90 ч и τ¹¹⁵⁰ ≈ 50 ч.

Левее линии инверсии а‒а более жаропрочным является сплав ВЖМ1. Правее линии инверсии а‒а преимущество сплава ВЖМ4 возрастает как с повышением температуры, так и с увеличением длительности испытаний при понижении прикладываемого растягивающего напряжения. Так при температуре 1150°С и напряжении 60 МПа долговечность сплава ВЖМ1 составляет около 500 ч, тогда как сплава ВЖМ4 – около 3000 ч, т.е. превышает долговечность ВЖМ1 в 6 раз! Столь большое преимущество сплава ВЖМ4 является определяющим, так как технические условия эксплуатации лопаток ГТД предполагают их длительную работу при относительно низких напряжениях.

Анализ РЭМ-изображений микроструктуры сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4 после длительных испытаний свидетельствуют о том, что в процессе высокотемпературной ползучести сплавы претерпевают существенную эволюцию структурно-фазового состояния, а именно образуется рафт-структура (рис. 3а, 3в), происходит топологическая инверсия γ/γ'-микроструктуры (рис. 4) и выделяются топологически плотно упакованные (ТПУ) фазы (рис. 5). Рассмотрим более подробно каждый из этих процессов.

Рис. 3.

γ/γ'-микроструктура монокристаллов сплава ВЖМ4 после испытаний на длительную прочность: а ‒ τ = 507 ч при 850°C и σ = 635 МПа; б ‒ схема начальной стадии образования рафтинга [16]; в ‒ τ = 93 ч при 1100°C и σ = 180 МПа.

Рис. 4.

Топологическая инверсия γ/γ'-микроструктуры сплава ВЖМ4 (τ = 1274 ч при 1000°С и σ = = 200 МПа).

Рис. 5.

ТПУ-фазы в микроструктуре монокристаллов сплавов после испытаний на длительную прочность: а ‒ сплав ВЖМ1 (τ = 559 ч при 1100°С и σ = 120 МПа); б ‒ сплав ВЖМ4 (τ = 1303 ч при 1100°C и σ = = 130 МПа); в ‒ сплав ВЖМ1 (τ = 2591 ч при 1000°С и σ = 130 МПа) [21].

Образование рафт-структуры. При одноосном высокотемпературном растягивающим нагружении монокристаллов НЖС вдоль кристаллографического направления [001] сначала происходит пластическая деформация горизонтальных γ-прослоек [14], вследствие чего вокруг γ'-частиц образуется анизотропное поле давлений. Диффузия атомов легирующих элементов в этом поле давлений приводит к анизотропному огрублению исходно кубоидных частиц γ'-фазы, которые коалесцируют и сращиваются в пластины, ориентированные перпендикулярно оси приложенного растягивающего напряжения, и образуется так называемая рафт-структура [15–17]. При этом следует отметить, что в ренийсодержащих сплавах скорость огрубления γ/γ'-микроструктуры контролируется диффузией рения, который имеет наименьший коэффициент диффузии в никеле по сравнению с другими элементами, используемыми для легирования НЖС [18].

На рис. 3а зафиксирована начальная стадия образования рафт-структуры в сплаве ВЖМ4 при испытании на длительную прочность в течение 507 ч при температуре 850°С. Видно, что при этих условиях γ/γ'-рафтинг еще не полностью сформирован.

На рис. 3б приведена схема начальной стадии направленной коалесценции двух γ'-частиц [16]. В результате перекрестной диффузии вершины кубических частиц скругляются, а на вертикальных гранях образуются по два “горба”. Высота этих горбов увеличивается до тех пор, пока они не соприкоснутся с вершинами горбов на противоположной грани соседней γ'-частицы. Подобным образом сращиваются остальные частицы в одной плоскости (001), и так образуется пластинчатая рафт-структура γʹ-фазы. На рис. 3в приведена структура полностью сформированного γ/γʹ-рафтинга через 93 ч при температуре 1100°С в монокристаллах сплава ВЖМ4. В работе [19] показано, что сформированная рафт-структура блокирует движение дислокаций и, таким образом, замедляет скорость высокотемпературной ползучести, при этом долговечность сплава определяется термической стабильностью γ/γ'-микроструктуры.

Топологическая инверсия γ/γ'-микроструктуры. В процессе высокотемпературной длительной ползучести γ/γ'-микроструктура огрубляется, γ'-пластины утолщаются, становятся короче и окружают γ-фазу путем образования γ'-перемычек между соседними γ'-пластинами (рис. 4) ‒ происходит топологическое превращение γ/γ'-микроструктуры и γ'-фаза превращается в матрицу. Такое микроструктурное превращение сопровождается значительным повышением скорости ползучести [20].

Выделение топологически плотноупакованных фаз. В процессе длительной ползучести при температуре 1100°С в исследованных монокристаллах сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4 обнаружена фазовая нестабильность, проявляющаяся в образовании пластинчатых частиц (темные выделения в светлой оболочке из γʹ-фазы на рис. 5а, 5б), обогащенных рением, – предположительно, топологически плотно упакованных фаз.

ТПУ-фазы имеют кристаллические решетки различного типа, разные химические составы и разнообразную морфологию. Тетрагональная σ‑фаза имеет пластинчатую морфологию. Когда пластинки σ-фазы пересекаются плоскостью (001) монокристального образца, то они выглядят как иголки, μ-фаза имеет форму реек. Ромбоэдрическая R фаза имеет своеобразную форму в виде “плетеной корзины”, такая структура наблюдается в сплаве ВЖМ1 после ползучести в течение 2591 ч при температуре 1000°С и напряжении 130 МПа (рис. 5в) [21].

ТПУ фазы обогащены γ-упрочняющими элементами, например, μ-фаза в НЖС сплаве II поколения ЖС36-ВИ с 2 мас. % Re имеет приблизительно следующий состав (в мас. %): 23Ni‒ 8Co‒40W‒20Re‒4Mo‒5Cr; ее стехиометрическая формула может быть приближенно представлена в виде (Ni,Co)₇(Cr,W,Re,Mo)₆ [22].

Таким образом, выделение ТПУ-фаз приводит к уменьшению концентраций легирующих элементов в γ-фазе и, как следствие, к ослаблению твердорастворного упрочнения этой фазы. В свою очередь, это влечет за собой макроскопическое разупрочнение сплава в целом и понижение его жаропрочности.

Из сравнения микроструктур сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4 на рис. 5а и 5б следует очевидный вывод о значительной разнице в кинетике выделения ТПУ-фаз. После испытаний при температуре 1100°С в течение 1303 ч в сплаве ВЖМ4 поверхностная доля выделившихся ТПУ частиц составляет ~4.5%, тогда как в сплаве ВЖМ1 при этой же температуре за 559 ч поверхностная доля выделившихся ТПУ частиц достигает ~28%. Отсюда приближенно можно оценить соотношение средних скоростей (V) выделения частиц ТПУ-фаз при температуре 1100°С в этих двух сплавах: $V_{{{\text{ВЖМ1}}}}^{{{\text{ТПУ}}}}$ ≈ ≈ $15V_{{{\text{ВЖМ4}}}}^{{{\text{ТПУ}}}},$ т.е. скорость выделения ТПУ-фаз в сплаве ВЖМ1 превышает таковую в сплаве ВЖМ4 в 15 раз. Такая более высокая фазовая стабильность сплава ВЖМ4 обусловлена легированием рутением.

Принимая во внимание результаты проведенных микроструктурных исследований, можно полагать, что точки пересечения кривых длительной прочности (линия инверсия жаропрочности) сплавов ВЖМ1 и ВЖМ4, представленных на рис. 2, соответствуют окончанию инкубационного периода и началу выделения ТПУ-фаз.

В литературе обсуждаются кинетические и термодинамические гипотезы о влиянии рутения на фазовую стабильность НЖС [23–26]. Согласно [24] подавление роста ТПУ-фаз в ренийсодержащих НЖС с рутением обусловлено низкой растворимостью Ru в этих фазах. Это приводит при легировании рутением к изменению коэффициентов распределения других элементов между фазами γ и γ' НЖС на так называемое “обратное перераспределение” (анг. reverse partitioning). Вследствие чего атомы Re частично вытесняется в γ'-фазу из γ-матрицы, стабилизируя последнюю. Однако авторы работы [25] сделали предположение, что более важным является влияние рутения на скорость образования зародышей выделений ТПУ-фаз, ее снижение обусловлено повышением энергии интерфейса между решетками σ-фазы и γ-матрицы. По данным [26], легирование рутением увеличивает продолжительность инкубационного периода образования ТПУ-фаз, уменьшает скорость их роста, а также понижает предельную (равновесную) объемную долю ТПУ фаз.

В литературе рассматривают, по крайней мере, три механизма влияния ТПУ-фаз на длительную прочность монокристаллов НЖС [27]. Обычно отрицательное влияние хрупких фаз на жаропрочность связывают с зарождением на них микротрещин и соответствующим уменьшением пластичности. Однако образцы сплава ВЖМ1 в процессе длительных испытаний при температурах 1000 и 1100°C показали достаточно высокую длительную пластичность (20‒30%) несмотря на значительную объемную долю хрупких частиц ТПУ-фаз. Поэтому этот механизм не стоит рассматривать как основной.

Другой механизм заключается в деградации направленной рафт-структуры упрочняющей γ′-фазы в процессе высокотемпературной ползучести в локальных местах выделения ТПУ-фаз. Однако при этом одновременно происходит упрочнение этих локальных областей твердыми вытянутыми частицами ТПУ-фаз. Поэтому данный механизм также не стоит рассматривать как основной.

Общепринятый механизм, по которому ТПУ-фазы понижают жаропрочность монокристаллов НЖС, основан на том факте, что при выделении ТПУ фаз в процессе ползучести происходит значительное обеднение γ-твердого раствора тугоплавкими элементами, которые переходят в состав ТПУ-фаз. Действительно, в [28] показано, что после длительной высокотемпературной выдержки в сплаве ВЖМ1 выделяется ромбоэдрическая ТПУ R-фаза следующего химического состава (мас. %): 51.5Re‒23.5Co‒14.8Cr‒4.2Mo‒3.3W‒2.7Та. Данная R-фаза содержит свыше 50 мас. % рения за счет уменьшения содержания этого элемента в γ-твердом растворе сплава. Таким образом, выделение ТПУ-фаз сопровождается снижением твердорастворного упрочнения рением и, как следствие, уменьшением сопротивления движению дислокаций в процессе ползучести, что в макромасштабе понижает жаропрочность НЖС.

ВЫВОДЫ

1. Проведены сравнительные испытания на длительную прочность и исследованы микроструктуры монокристаллов двух никелевых жаропрочных сплавов: ренийсодержащего (9.3Re) сплава III поколения ВЖМ1 и рений-рутенийсодержащего (6Re, 4Ru) сплава IV поколения ВЖМ4.

2. Обнаружено, что при средних (850°С) и высоких (1000‒1150°С) температурах на малых временных базах по длительной прочности сплав ВЖМ1 превосходит сплав ВЖМ4. При высоких температурах (1000‒1150°C) и продолжительных временах испытаний, типичных для условий эксплуатации лопаток ГТД, сплав ВЖМ4 по длительной прочности значительно превосходит сплав ВЖМ1: при температуре 1150°С и напряжении 60 МПа долговечность сплава ВЖМ1 составляет ~500 ч, тогда как долговечность сплава ВЖМ4 в 6 раз выше и составляет ~3000 ч. Скорость выделения ТПУ фаз при температуре 1100°С в сплаве ВЖМ1 превышает таковую в сплаве ВЖМ4 в 15 раз.

3. Рений значительно увеличивает высокотемпературную длительную прочность никелевых жаропрочных сплавов, но потенциально является элементом, дестабилизирующим фазовую структуру сплава. Напротив, рутений повышает фазовую стабильность ренийсодержащих никелевых жаропрочных сплавов, замедляя скорость выделения ТПУ-фаз и понижая их равновесную объемную долю. Одновременное взаимодействие рения и рутения превосходит простую сумму действий каждого из указанных легирующих элементов и тем самым осуществляется синергическое взаимовлияние рения и рутения на повышение длительной прочности монокристаллов никелевых жаропрочных сплавов.