Макро- и микроструктура никелевых жаропрочных сплавов, предназначенных для монокристального литья лопаток

В качестве примера рассмотрим макроструктуру отливок из жаропрочных никелевых сплавов на примере лопатки ГТД. Требования к макроструктуре турбинной лопатки в значительной степени определяются ее конструкцией и условиями работы, а также зависят от типа и класса сплава отливки. Так, например, в монокристаллических отливках из безуглеродистых сплавов не допускается наличие большеугловых границ зерен, а для сплавов традиционного легирования такие границы допускаются на полках лопатки.

Как правило, в лопатках выделяются как минимум три области с разными допусками по дефектам макроструктуры:

  • — области вдоль входной и выходной кромки пера шириной 0,1 хорды лопатки, а также область перехода от пера к бандажной и замковой полке;
  • — область спинки и корыта на пере;
  • — область замка и полок лопатки.

Наибольшие требования по структуре предъявляются к первой области, где величина разориентации субзерен должна быть Да < 6 град, для остальных областей она может допускаться Да < 8 град. Следует отметить, что для монокристаллических лопаток из сплавов, содержащих небольшие добавки зернограничных упрочнителей (сплавы Rene № 5, Rene № 6), требования менее жесткие.

Для отечественных монокристаллических турбинных лопаток допустимая разориентация субзерен не должна превышать 3 град, по любому направлению <001 >. Что касается второго требования — это определенная кристаллогра-фическая ориентация геометрических осей лопатки XYZ. Требования по ориентации предъявляются по всем типам монокристаллических лопаток, т. е. технология их изготовления всегда включает элементы, обеспечивающие заданную кристаллографическую ориентацию отливки.

Другими словами, типовые требования к ростовой структуре отечественных лопаток к ГТД можно записать следующим образом:

Для зарубежных лопаток:

Отливки с дендритно-ячеистой структурой формируются в широком интервале градиентов и скоростей роста:

где G — осевой температурный градиент; R — скорость перемещения фронта роста.

Для исследования макро- и микроструктуры образцов из сплавов ЖС26 и ЖС32 были изготовлены шлифы. В исследованных образцах наблюдается дендритно-ячеистая структура, характерная для отливок, получаемых в промышленных условиях (рис. 3.23).

Макроструктура сплавов

Рис. 3.23. Макроструктура сплавов: а — ЖС26; б — ЖС32 (х 50)

Монокристалл жаропрочного сплава с дендритно-ячеистой структурой формируется ветвями одного дендрита, зародившегося от одного центра кристаллизации или затравки. При этом оси первого порядка формируются всегда вдоль того направления (001), которое образует минимальный угол с направлением температурного градиента. В результате морфология дендритной структуры отливки приобретает ориентационную зависимость.

Характеристикой макроструктуры служит дисперсность осей 1-го порядка и других структурных составляющих — эвтектика у-у’; эвтектика у-МеС, которые связаны со скоростью охлаждения GR (°С/мин) соотношением Броди — Флеминга:

где А и п — коэффициенты.

Для монокристаллов типа ЖС26, ЖС32 с ориентацией [001] выражение имеет вид, мкм:

Следует отметить, что величина (G^) "1 определяет также вероятность возникновения на фронте роста посторонних кристаллов. Установлено, что повышение температурного градиента и/или снижение скорости роста уменьшают эту вероятность. Однако вероятность появления посторонних кристаллов определяется не только параметрами кристаллизации, но и чистотой сплава, в частности, по таким критериям, как кислород и азот. При содержании этих элементов в сплаве в количестве превышающем 10 ррм, в расплаве над фронтом роста образуются частицы оксидов и нитридов, которые могут являться центрами кристаллизации.

Повышение кристаллического градиента позволяет получать отливки с более высокой скоростью кристаллизации и, как следствие, с более мелкой структурой.

Микроструктуру сплавов изучают на шлифах, изготовленных в поперечном сечении монокристальных образцов. Для выявления микроструктуры сплавов используется механизм химического травления в реактиве, состоящем из смеси трех кислот (92 мл HCI, 5 мл H2S04, 3 мл HN03) в течение 10...20 мин.

Микроструктура исследуемых сплавов состоит из у-твердого раствора легирующих элементов в никеле (неупорядоченная ГЦК-структура), кристаллитов у'-фазы, формирующейся на основе интерметаллидно- го соединения Ni3Al (упорядоченная ГЦК-структура). Кристаллиты у’-фазы образуют псевдопериодическую трехмерную макрорешетку в матрице из у-твердого раствора легирующих элементов в никеле.

Микроструктура полученных монокристаллов, исследованная в растровом электронном микроскопе, имеет влитом состоянии типичное дендритно-ячеистое строение; в межосных областях дендритов залегают глобулярные колонии неравновесной эвтектики у+у’, объемное содержание которой составляет 3...5%, вблизи нее наблюдаются литейные микропоры диаметром до 15 мкм. Размер и морфология частиц упрочняющей у'-фазы существенно различаются в осях и межосных участках дендритной ячейки, в последних частицы у'-фазы в 3...5 раз крупнее, чем в осях дендритов, и имеют менее строгую границу. Размерная и морфологическая неоднородность частиц у'-фазы, наличие эвтектики L-*y+y' (или перитектики L+ у-*у') являются прямым следствием дендритной ликвации в процессе кристаллизации жаропрочных никелевых сплавов. Об этом свидетельствуют результаты определения коэффициентов прямой и обратной ликвации в монокристаллах исследуемых сплавов микрорентгеноспектральным анализом. Наиболее сильно ликвируют Re, W и Та, Ru относится к слаболиквируемым элементам. Добавки Ru в жаропрочных никелевых сплавах усиливают ликвацию Re, W и Та.

Типичной термообработкой монокристал ьных никелевых жаропрочных сплавов является высокотемпературный гомогенезирующий отжиг в интервале сольвуса и солидуса, либо гомогенизация в сочетании с последующим низкотемпературным старением. Гомогенизацию у-твердого раствора проводят при температурах 1310 ...1360 °С в течение 1,5 ч, поскольку более длительная выдержка при гомогенизации способствует повышению объемной доли литейных пор и риска поверхностной рекристаллизации. Охлаждение с температуры гомогенизации производят со скоростью 50...60 °С/мин в струе аргона. Микроструктура образцов после термообработки сплавов приведена на рис. 3.24.

Анализ показывает, что после термической обработки объемная доля у'-фазы в структуре сплавов составляет 60...70 %, частицы у'-фазы в среднем имеют размер 0,3...0,5 мкм, кубоидную форму и разделены прослойками у-раствора толщиной ~ 0,05 мкм.

Следует отметить, что дисперсионное упрочнение частицами у'-фазы обеспечивает длительное сохранение высокой температурной способности никелевых ЖС в широком интервале температур, вплоть до 1150 °С, и достигается путем торможения скользящих дислокаций ву-матрице высокодисперсными частицами у'-фазы.

Важнейшую роль в сопротивлении высокотемпературной ползучести ЖС играют наряду с объемной долей и размерами частиц у'-фазы, физико-химические свойства у- и у'-фаз, такие параметры гетерофазной у-у'-струкгуры, как температура растворения у’-фазы ву-растворе (соль- вус у') и размерное несоответствие периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз (мисфит). Мисфит оценивается параметром Аа = (ауау)/ау, где ау и а,- — периоды кристаллических решеток у- и у’-фаз.

Микроструктура сплава ЖС32

Рис. 3.24. Микроструктура сплава ЖС32: а — без термообработки; б — после гомогенизирующего отжига при температуре 1310 °С, в — 1335 °С,г— 1360°С (увеличение х36000)

На служебные свойства литых лопаток ГТД существенное влияние оказывает дендритная ликвация, которую, к сожалению, невозможно полностью устранить. Микрорентгеноспектральное исследование влияния термовременных параметров выплавки опытного сплава на его ликвационную неоднородность показало, что наибольшее снижение коэффициентов ликвации основных легирующих элементов в литом металле наблюдается при перегреве расплава до 1740°С (табл. 3.8). При дальнейшем повышении температуры нагрева расплава коэффициенты ликвации практически не изменяются. Дисперсность дендритной структуры литого сплава пропорциональна величине переохлаждения. Поскольку перегрев расплава до температуры 1740 °С приводит к значительному увеличению переохлаждения, происходит измельчение структурных составляющих и уменьшение коэффициентов ликвации по основным легирующим элементам.

Таблица 3.8

Влияние температуры нагрева расплава на коэффициенты ликвации основных легирующих элементов в сплаве ЖС32

Режим выплавки

Коэффициенты ликвации

Температура нагрева, °С

Время выдержки, мин

Та

W

Re

Nb

1600

20

1,3

1,4

1,8

1,6

1740

20

1,1

1,4

1,6

1,4

Анализ результатов рентгенодифракционных исследований показал, что нагрев расплава выше критической температуры приводит к однородности у-твердого раствора, увеличению степени когерентности между у- у'-фазами, т.е. уменьшению несоответствия параметров решеток (табл. 3.9). Повышение температуры расплава до 1830 °С снижает эффект и несоответствие параметров увеличивается.

Таблица 3.9

Параметры решеток у- и у’-фаз в сплаве ЖС32, выплавленном по разным температурным режимам

Режим выплавки

Параметры решеток у- и у'-фаз

Несоответствие решеток у- и у'-фаз Да = (ar — a.r)/av

Температура нагрева, "С

Время выдержки, мин

а,-10'" м

а/1010 м

1600

3

3,5884

3,5816

0,189

1740

20

3,5863

3,5818

0,125

Электронномикроскопическое исследование литых образцов сплава ЖС32 показывает, что перегрев расплава выше 1600... 1650 °С существенно влияет на морфологию и размеры вторичной у'-фазы: частицы у'-фазы более равномерно распределены по сечению дендрита и имеют форму правильных кубоидов.

Увеличение количества рения в сплаве приводит к повышению термической стабильности у’-фазы. Отмеченные изменения литых образцов привели к повышению долговечности сплава (табл. 3.10).

В результате проведенных исследований структуры и свойств жаропрочного сплава можно рекомендовать для промышленного освоения следующий режим плавки: температура максимального нагрева расплава — 1740 °С, время выдержки его при этой температуре — 20 мин, температура разливки — 1520... 1540 °С.

Таблица 3.10

Влияние температуры выплавки сплава на его долговечность

Режим выплавки

Долговечность сплава, } ч

Температура нагрева, °С

Время выдержки, мин

т,

*ср

1600

20

62,5; 79,5; 55,0; 96,0; 77,0

73,5

1650

20

100,5; 103,0; 105,5; 72,5; 78,5

92,0

1700

20

112,0; 99,5; 102,0; 75,5; 88,5

95,5

1740

20

122,5; 117,5; 113,0; 167,0; 144,5

133,0

1830

20

133,0; 139,5; 122,5; 100,5; 109,5

121,0

Опыт показывает, что типичные значения температуры полного растворения у'-фазы большинства монокристаллических никелевых жаропрочных сплавов лежат в интервале 1270... 1350 °С, а величина Аа при температуре 20 °С составляет 0,1 ...0,2 % при ау > ау-.

Для выращивания высококачественных монокристаллов необходимо, чтобы поверхность раздела между жидкой и твердой фазами была плоской, по крайней мере, частично. Другими словами, образование ячеек и дендритов должно быть исключено, и это достигается путем выращивания кристалла в условиях достаточно высоких градиентов температуры в жидкой фазе и при низкой скорости роста. В этих условиях нарушение плоскости поверхности раздела устраняется.

На структуру и совершенство кристаллов, выращенных из расплава, влияют термические напряжения, возникающие в процессе затвердевания и после него.

Выплавка литейных жаропрочных сплавов производится в вакуумных индукционных печах (ВИП). В вакуумных индукционных печах могут быть выплавлены жаропрочные никелевые сплавы любого химического состава. С применением ВИП можно выплавлять сплавы, содержащие такие активные металлы, как алюминий, титан, ниобий, гафний, а также обеспечить контроль тех вредных примесей, которые могут удаляться путем испарения.

Одним из важных назначений вакуумной индукционной плавки является возможность понижения в сплавах концентрации вредных примесей цветных металлов, имеющих высокую упругость пара, таких как свинец, висмут, теллур, селен, медь и другие. Однако экспериментально установлено, что в условиях плавки в вакууме снижение в расплаве примесей цветных металлов с высокой упругостью пара может происходить только до определенной концентрации, ниже которой испарение примеси при тех же термодинамических условиях невозможно.

Дальнейшее снижение содержания примесей в сплавах может быть достигнуто применением при плавке в вакууме более чистых по примесям цветных металлов шихтовых материалов, в которых концентрация этих примесей может быть понижена на стадии их получения. Поэтому вопрос чистоты шихтовых материалов, применяемых при плавке литейных жаропрочных сплавов, приобретает особо важное значение.

Расплавление металла шихтовой заготовки, подготовка расплава и заливка литейных форм являются операциями, определяющими металлургическое качество отливок и свойства металла отливок.

Шихтовая заготовка вакуумной выплавки специализированного металлургического предприятия должна удовлетворять требованиям соответствующего ГОСТа.

Плавку и заливку обычно проводят в вакуумных плавильно-заливочных установках У П ПФ различных модификаций. Глубина вакуума в плавильной камере должна быть менее 5-10-3 мм рт.ст. при натекании не более 30 л/(мкм-с).

Технические требования на шихтовую заготовку ограничивают содержание кислорода, азота, водорода.

 
Посмотреть оригинал
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ   ОРИГИНАЛ     След >