Исследование целесообразности применения интерметаллидного сплава ВКНА-1В моно взамен сплава ВКНА-1ВР для изготовления сопловых лопаток турбины высокого давления перспективного ГТД

Введение

Для современных и перспективных газотурбинных двигателей (ГТД) и стационарных газоперекачивающих агрегатов необходимы экономнолегированные конструкционные материалы с низкой плотностью и относительно невысокой стоимостью. Актуальными задачами также являются увеличение температуры газа перед турбиной, снижение массы двигателя и улучшение характеристик надежности. С этой целью необходима разработка высокотемпературных конструкционных материалов, длительно эксплуатируемых при температурах до 1300 °С, обладающих термически стабильной структурой и сравнительно невысокой массой [1–4].

В настоящее время рабочие и сопловые лопатки современных ГТД изготавливают из высокожаропрочных сложнолегированных никелевых сплавов с гранецентрированной кубической (ГЦК) неупорядоченной структурой, упрочненных вторичными выделениями γʹ(Ni₃Al)-фазы с упорядоченной ГЦК-структурой.

Уровень жаропрочности как зарубежных (TRW-NASA VIA, CMSX-7, CMSX-8, TMS-238), так и отечественных никелевых суперсплавов типа ЖС/ВЖ (ЖС6У, ЖС32, ВЖ47 (ВЖМ1), ВЖМ4, ВЖМ8 и др.) реализуется посредством значительного количества (до 40–60 % (объемн.)) выделений γʹ-фазы Ni₃Al, которые выделяются при распаде пересыщенной γ-фазы (твердого раствора на основе никеля), и их высокой дисперсности. Кристаллическая решетка частиц γʹ-фазы идентична ГЦК-решетке частиц γ-фазы, только значение параметра решетки γʹ-фазы на 0,3–0,5 % меньше параметра решетки γ-фазы [5, 6].

Температурный диапазон применения жаропрочных никелевых сплавов в качестве деталей (1050–1100 °С) определяется тем, что эти материалы при указанных температурах теряют свои прочностные свойства ‒ в первую очередь вследствие повышения растворимости выделений γʹ-фазы Ni₃Al в g-матрице и уменьшения их объемной доли, а также огрубления частиц γʹ-фазы [7, 8].

Для повышения рабочих температур деталей горячего тракта ГТД ‒ в первую очередь статорных деталей, сопловых лопаток, элементов камер сгорания, проставок и др. ‒ наиболее перспективным направлением является разработка литейных высокотемпературных конструкционных сплавов системы Ni–Al и технологий их получения [9–18].

Ранее проведенными исследованиями определено, что оптимальным сочетанием физических, механических свойств и долговечности в интервале температур 900–1250 °С, а также при комнатной температуре, обладают интерметаллидные сплавы на основе соединения Ni₃А1, содержащие в объеме дендритов 5–10 % (по массе) пластичной γ-фазы (твердый раствор на основе никеля), а по границам зерен для их упрочнения – карбидную фазу или пластичные при высоких температурах частицы γ-фазы [19]. При этом уровень жаропрочности литейных конструкционных сплавов при температурах 900–1250 °С изменяется в зависимости от технологии изготовления заготовок и повышается от равноосного к направленному методу, максимальный уровень реализуется в монокристаллических отливках с кристаллографической ориентацией (КГО) [111]. Для конструкционных сплавов на основе интерметаллидного соединения Ni₃Al разработаны технология выплавки в вакуумных индукционных печах, обеспечивающая минимальное содержание примесей и газов, и технология изготовления отливок с поликристаллической, дендритной столбчатой и монокристаллической структурами, что позволило получить комплекс свойств, разработать паспорта и дополнения к паспортам на интерметаллидные сплавы для их технологического и эксплуатационного опробования.

Цель настоящей статьи ‒ представить результаты сравнительных исследований интерметаллидных сплавов ВКНА-1ВР и ВКНА-1В, опробованных в качестве сопловых лопаток турбины и сегментов камеры сгорания перспективных ГТД.

Материалы и методы

Выплавку и отливку заготовок образцов и полуфабрикатов деталей проводили на вакуумных индукционных установках: изготовление отливок из интерметаллидного сплава ВКНА-1ВР с поликристаллической структурой ‒ методом точного литья по выплавляемым моделям, а отливок с дендритной столбчатой (направленной) структурой ‒ методом направленной кристаллизации без затравок и с затравками заданной кристаллографической ориентации для получения монокристаллической структуры [20–29]. При расчете химического состава плавок в пределах паспорта применяли метод, контролирующий концентрацию валентных электронов, участвующих в образовании общего электронного облака при металлической связи, и учитывающий максимальную реализацию межатомных связей в кристаллической решетке для стабильности фазового состава и структуры [30, 31].

Химический состав сплавов по основным легирующим элементам (хром, вольфрам, молибден, титан, гафний, цирконий, алюминий) проверяли атомно-эмиссионным методом на оптико-эмиссионном спектрометре, содержание кислорода и азота ‒ методом плавления в потоке инертного газа, серы и углерода ‒ на контрольно-измерительных приборах методом инфракрасной абсорбции, содержание примесей – методом масс-спектрометрии с индуктивно связанной плазмой [32, 33]. Испытания на растяжение для определения механических свойств, в частности длительной прочности и показателей кратковременной прочности (пределы прочности и текучести, относительное удлинение и сужение), проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 10145‒81 «Металлы. Испытания на длительную прочность» и ГОСТ 1497‒2023 «Металлы. Метод испытания на растяжение» [34]. Микроструктуру заготовок образцов и образцов после опробования интерметаллидных сплавов системы «никель–алюминий» (Ni₃Al) исследовали методом растровой электронной микроскопии (РЭМ).

Работа выполнена с использованием оборудования Центра коллективного пользования «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Результаты и обсуждения

Химический состав исследуемых образцов конструкционных сплавов ВКНА-1ВР и ВКНА-1В представлен в табл. 1.

По данным металлографического и фазово-химического анализов, сплав ВКНА-1ВР ‒ трехфазный и содержит, % (объемн.): 85–90 γʹ-фазы (легированное соединение Ni₃Al); 5–10 прослоек γ-твердого раствора; 1,0‒1,5 карбидов типа МеС и Ме₂С (Мо₂С) (рис. 1, а–в); сплав ВКНА-1В ‒ двухфазный и содержит, % (объемн.): 85‒90 смеси фаз (γʹ + γ) в осях дендритов; 5–10 g-твердого раствора или (γ + β)-эвтектики в междендритных расстояниях.

Монокристаллический интерметаллидный сплав ВКНА-1В в осях дендритов имеет γʹ-фазу кубоидной формы (рис. 1, г–е), если заготовки образцов отлиты с кристаллографической ориентацией [001], и треугольной (рис. 1, ж–и) ‒ при КГО [111].

Проведены испытания образцов из сплава ВКНА-1ВР с поликристаллической структурой (табл. 2) и сплава ВКНА-1В с дендритной столбчатой структурой на растяжение при комнатной температуре и в интервале температур 900‒1250 °С, а также на длительную прочность в интервале температур 900‒1250 °С (табл. 3). Выявлено, что предел прочности при комнатной температуре на образцах с дендритной столбчатой (направленной) структурой превышает на 25 % аналогичную характеристику для образцов с поликристаллической структурой, а в диапазоне температур 900‒1250 °С превосходство составляет от 6 до 55 %. Пределы жаропрочности на базе 100 ч (σ₁₀₀) в интервале температур от 900 до 1200 °С больше для сплава ВКНА-1В, полученного методом направленной кристаллизации, от 11 (900 °С) до 125 % (1200 °С) по сравнению со значениями для сплава ВКНА-1ВР с равноосной структурой (табл. 2 и 3). Проведя сравнение упругих механических характеристик и длительной прочности интерметаллидного сплава ВКНА-1В с дендритной столбчатой и монокристаллической КГО [001] структурами, установили, что модули упругости имеют одинаковое значение (Е = 150 ГПа) и оно меньше, чем на образцах с поликристаллической (Е = 198 ГПа) (табл. 2–4) и монокристаллической КГО [111] структурами (Е = 220 ГПа) (табл. 5). Значения кратковременной прочности при комнатной температуре на 34 % меньше для образцов с монокристаллической КГО [001] структурой, при 900 °С – меньше на 48,8 % для образцов с дендритной столбчатой структурой, при 1000 и 1100 °С – меньше только на 8 и 7,5 % соответственно. Пределы длительной прочности у монокристаллических образцов с КГО [001] на базе 100 ч (σ₁₀₀) при температуре 900 °С больше на 30,6 %, при температуре 1000 °С – всего на 7,4 %, при 1100 °С – на 38,4 %. Если сопоставлять показатели по пределам прочности и пределам длительной прочности монокристаллических образцов с КГО [001] и [111] (табл. 4 и 5), то картина складывается неоднозначная: модуль упругости в интервале температур 20‒1000 °С максимальный для КГО [111] и превышает аналогичную характеристику для сплава с КГО [001] соответственно от 46,7 % при 20 °С до 53,8 % при 900 °С и до 29,2 % при 1000 °С. Максимальный предел прочности при комнатной температуре для образцов с КГО [111] также превышает таковой для образцов с КГО [001] в ~2,5 раза (в 2,45 раза). Предел прочности при 800 °С сохраняется выше для образцов с КГО [111] ‒ на 5,5 %, а уже при температурах 900, 1000 и 1100 °С предел прочности для образцов с КГО [001] больше соответственно на 24,8; 8 и 7,5 %, а при 1150 °С пределы имеют одинаковые значения. По длительной прочности у монокристаллических образцов с КГО [111] на базах 100 (σ₁₀₀) и 500 ч (σ₅₀₀) в диапазоне температур 800‒1200 °С характеристики стабильно больше, чем для образцов с КГО [001].

При технологическом опробовании интерметаллидных сплавов ВКНА-1ВР и ВКНА-1В в двух кристаллографических ориентациях [001] и [111] получены партии отливок сопловых лопаток турбины высокого давления (ТВД), микроструктура которых представлена на рис. 2. Изготовление монокристаллических отливок сопловых лопаток проводили методом направленной кристаллизации в вакуумной установке, внутри которой размещены плавильный индукционный тигель, печь подогрева форм, ванна с жидкометаллическим охладителем (алюминий или олово), многослойные экраны, отделяющие зону нагрева от зоны охлаждения. Расплавленный в плавильном индукционном тигле металл заливали при температуре (Т_L + (180÷200)) °С в керамические формы с размещенными в них затравками заданной кристаллографической ориентации. Температура в печи подогрева форм по стационарным термопарам на верхнем и нижнем нагревателях составляла (Т_L + (150÷170)) °С, температура в ванне с жидкометаллическим охладителем – (Т_L – (1060÷1080)) °С. При получении отливок сопловых лопаток турбины с поликристаллической структурой методом точного литья по выплавляемым моделям расплавленный в индукционном тигле металл заливают в интервале температур (Т_L + (120÷140)) °С в керамические формы, нагретые до температуры 900‒950 °С.

Методом растровой электронной микроскопии изучена микроструктура отливок сопловых лопаток из интерметаллидных сплавов ВКНА-1ВР и ВКНА-1В. Результаты анализа микроструктуры дали основание полагать, что исследованная структура отливок соответствует структуре заготовок образцов упомянутых сплавов. Так, отливки имеют традиционное дендритно-ячеистом строение: оси дендритов представляют собой легированную γʹ-фазу в оболочке γ-твердого раствора на основе никеля, междендритные области состоят из глобулей γʹ-фазы эвтектического происхождения и других фаз. Например, для сплава ВКНА-1ВР ‒ это карбидные фазы МеС и Ме₂С (Мо₂С). Технологическое опробование интерметаллидных сплавов ВКНА-1ВР и ВКНА-1В при отливке заготовок сопловых лопаток ТВД в керамические оболочковые формы методами точного литья для получения равноосной и монокристаллической структур лопаток прошло с положительным эффектом с выходом годного ~75 % во всех трех случаях. Отметим, что литье монокристаллических заготовок сопловых лопаток осуществляли методом направленной кристаллизации с применением монокристаллических заготовок с КГО [001] и [111].

Интерметаллидный сплав ВКНА-1ВР прошел также эксплуатационное опробование в качестве сопловых лопаток турбины высокого давления второй ступени с положительным эффектом в течение >350 ч. Микроструктурный анализ методом РЭМ установил, что структура сопловых лопаток после наработки сохраняет дендритно-ячеистое строение, в осях дендритов первого порядка на входной и выходной кромках, на спинке и корыте лопатки отмечено укрупнение и слияние частиц γʹ-фазы в осях дендритов первого порядка (рис. 3, а, б) и междендритных областях. В междендритном пространстве, наряду с γʹ-фазой эвтектического происхождения, в зонах с частично сохранившимися прослойками g-твердого раствора наблюдаются также выделения дисперсных частиц вторичной γʹ-фазы (рис. 3, в). Сравнительное исследование микроструктуры сечения лопатки после наработки с микроструктурой образцов из сплава ВКНА-1ВР, подвергнутых испытаниям на длительную прочность, показали идентичность структур. При этом объемное содержание прослоек γ-твердого раствора в микроструктуре образцов после испытаний при температуре 1250 °С больше, чем после наработки, что позволяет косвенно оценить температурный диапазон испытаний сопловых лопаток – длительно при температуре 1250 °С или >1250 °С кратковременно (рис. 3, б, д).

Выводы

В качестве альтернативы разработчики высокотемпературных интерметаллидных сплавов на основе соединения Ni₃Al предлагают провести эксплуатационное опробование отливок сопловых лопаток турбины высокого давления второй ступени с монокристаллической структурой с КГО [001], поскольку модуль упругости в этом направлении меньше, чем с КГО [111] и термоусталостные напряжения будут накапливаться в меньшей степени, а уровень жаропрочности также имеет высокие значения.