зиционных материалах типа ТД-никеля, упрочненных частицами оксидов Th02,Y20, AI2O3 и т. п. В первом же случае речь идет о классических суперсплавах.

Никелевые сплавы

В настоящее время никелевые сплавы составляют основную массу суперсплавов для лопаток и дисков. Именно они должны обеспечивать работоспособность и надежность авиационных двигателей с ресурсом 20...50 тыс. ч и промышяенных турбин с ресурсом 100 тыс. ч.

Упрочнение этих сплавов идет, главным образом, по дисперсионному механизму за счет вьщеления частиц /-фазы состава NijAl (в сплавах с А1 без Ti) и Ni3(Al, Ti) в сплавах с А1 и Ti. В сложнолегированных сплавах в нее могут входить и другие элементы. С повыщением концентраций AI и Ti и при соответствующем росте объемной доли У-фазы и прочности сплава снижается температура солидуса и растет температу- ра сольвуса (растворения у-фазы в у-матрице), т. е. сужается температурный интервал существования чистого у-раствора, пригодный для горячей деформации металла. В зависимости от величины этого интервала никелевые сплавы делятся на деформируемые, труднодеформируемые и недеформируемые.

По способу получения заготовок и изделий они делятся на деформируемые, литые и порощковые (фанульные).

Легирующие элементы в этих сплавах можно разбить на фи группы:

- Со, Fe, Сг, Мо, W по преимуществу образуют с Ni у-матрицу с решеткой ГЦК;

- А1, Ti, Nb, Та, Hf входят в состав преципитата у-фазы;

- В, С, Zr - зернофаничные элементы.

Кроме того, вьщеляют две подфуппы элементов: карбидообразующие (Сг, Мо, W, Nb, Та, Ti, Zr, Hf) и оксидообразующие (Сг, А1). Именно поверхностные пленют оксидов Сг и А1 защищают металл от газовой коррозии.

Никелевые сплавы на базе у-мафицы допускают широкие пределы легирования без нарушения фазовой стабильности, что очень важно, так как большинство легирующих относятся к а-образующим элементам. Общее содержание этих легирующих элементов должно находиться в определенных пределах порядка 24...26 %. Поэтому при упрочнении сплавов за счет дисперсионного механизма с увеличением доли у-фазы при росте содержания А1 и Ti следует уменьшать сумму Cr + Mo+W + Nb. Чтобы при этом сохранить и даже усилить механизм твердорастворного

дцрения за счет увеличения содержания Мо и W, приходится снижать содержание хрома. В новейших сплавах хром снижен до 8...12%, а в лопаточных сплавах типа RSR (фирма Pratt and Whitney Aircraft*, Канада) даже до нуля при сумме Мо+А1, Мо + Та+А1, Mo+W-i-AI = = 2б...27% и А1 = 6...8%.

В связи с этим последнее время активно разрабатываются сплавы с высоким рением (до 10%), так как рений, будучи элементом с гексагональной решеткой типа A3, легко переходящей в решетку ГЦК, упрочняет твердый раствор у-матрицы без опасности появления а-фазы и замедляет диффузию легирующих в мафице.

В твердом растворе у-мафицы обычно присутствуют Со, Fe, Сг, Мо, W, Ti, Ai, Nb. При этом наивысшую упрочняющую способность имеют Мо, W и А1, однако роль А1 невелика, так как основная его масса

связана в У-фазу.

Еще одной особенностью у-фазы, кроме указанных выше, является ее пластичность, что не дает ей стать источников разрушения в отличие от таких хрупких фаз, как а-фаза.

Форма частиц У-фазы зависит от степени несоответствия ее параметров парамефу мафицы. При несоответствии порядка 0...0,2 % образуются сферические частицы, при несоответствии порядка 0,5...1,0% - кубические, при несоответствии больше 1,25% - пластинчатые. В свою очередь, несоответствие является функцией состава мафицы и преципитата.

Некоторую роль в упрочнении никелевых сплавов ифают и карбиды типа МС (TiC, HfC и т.д.).

В общем виде основные фебования при создании никелевых сплавов сводятся к следующему.

1. Для низкотемпературной прочности растворимые добавки должны обеспечивать большое размерное несоответствие, преципитаты должны быть крупными, когерентными матрице, с большим несоответствием решетке мафицы, зерно должно быть мелким.

2. Для высокотемпературной прочности растворимые добавки должны обеспечивать большое размерное несоответствие, преципитаты должны быть когерентны мафице, но быть мелко- и сверхмелкодисперсными (< 0,1 мкм), зерно при температурах выше 0,5Г должно быть мелким.

3- Для сопротивления ползучести кристаллическая сфуктура должна ыть плотноупакованной и устойчивой до Т, растворимые добавки должны обеспечивать высокий модуль упругости и низкий коэффици-

ент диффузии в матрице; преципитаты должны быть neKorepenTHbiMjj матрице, мелкими и сверхмелкими, с низким размерным несоответствием, иметь высокую объемную долю; дисперсоиды (и волокна в композитах) должны быть термодинамически устойчивы в матрице, иметь высокую объемную долю и быть (дисперсоиды) мелко- и сверхмелкодисперсными; зерно должно быть крупным, в ряде случаев вплоть до монокристаллической структуры.

Кроме того, к этим сплавам предъявляются высокие требования по чистоте от вредных примесей. В США установлены следующие верхние границы, % (масс): Bi - 5 Ю; Те, Se, Т1, Cd - 5 10; Ag, РЬ - 1 IQ- Sb, As - 2-10-3; Си - 1 lO; S, P - 2,5-10-1

В последнее время ужесточаются требования к чистоте металла по сере. В ряде случаев (лопаточные сплавы) ее требуется до 1 - Ю-- %, так как в процессе эксплуатации изделий она переходит в металл из топлива.

Общий недостаток никелевых сплавов - их высокая стоимость, связанная с высокими ценами на их составляющие, в том числе и на никель. В последние годы эти цены были в следующих пределах (тыс. долл./т): никель (электролит.) - 4,5...7,5; никель (карбонильн.) - 14,5...15,0; железо (губка) - 0,7...0,75; железо (карбонильн.) - 10,0...11,0; железо (электролит.) - 6,5...7,0; кобальт - 30,0; хром - 8,0; титан - 2,4...2,5; алюминий - 1,3... 1,7; цирконий - 22,0; гафний - 240; вольфрам - 10,0; молибден - 12,0; ниобий - 20,0; тантал - 400...600; рений - 1300...1450.

Железоникелевые сплавы

Достоинством этих сплавов является более низкая стоимость по сравнению с никелевыми из-за меньшего содержания никеля и дорогих легирующих. Никеля в них обычно 25...60 %, железа - 15...60%. Недостатком же является более низкая температура службы из-за меньшего содержания упрочняющих фаз и более низкой температуры их растворения (сольвуса) в матрице. Механизмы их упрочнения аналогичны таковым в никелевых стшавах, а по типу упрочняющей фазы их можно разделить на три группы:

- сплавы с карбидным, нитридным или карбонитридным упрочнением, работающие до 815 °С;

- сплавы с упрочнением /-фазой (типа ХН45Ю, Х-750) для низко-нагруженных изделий, работающих до 1250... 1350 °С;

- сплавы, упрочняемые /-фазой (типа IN-718), имеющие высокие свойства от криогенных температур до 650 °С.

фаза / - Ni3(Ti, А1) стабильна в этих сплавах, если отношение Ti/Al (в ат. долях) более 2. При Ti/Al < 2 фаза становится метастабильной и при вьшержке при температурах выше 800 °С переходит в стабильную гексагональную л-фазу типа NijTi в виде пластин (ламелей), что снижает свойства сплавов.

Интересна /-фаза, являющаяся метастабильной формой интерметаллида Ni3Nb, имеющего стабильную форму гексагональной хрупкой 5-фазы. В свою очередь, /-фаза имеет объемноцентрированную тетрагональную (ОЦТ) решетку, т. е. упаковку из двух кубов, близютх по типу к ГЦК /-фазе.

Для получения в сплавах /-фазы в них вводят 3...5 % Nb. Так как в этих сплавах содержатся также Al и Ti, то в них вьщеляется также и /-фаза, и упрочнение является комплексным. Соотношение между /- и /-фазами зависит от конкретного состава.

Вьщеления /-фазы имеют форму дисков диаметром 60 нм и толщиной 5...9 нм. Для слитков рафинирующих переплавов сплавов с /-фазой (типа IN-718) характерен дефект пятнистой ликвации - скоплений дисков /-фазы и игл 5-фазы.

В интервале 650...700°С превращение дисков /-5 требует сотен и даже тысяч часов, но резко убыстряется выше 700 °С. Поэтому сплавы с /-фазой рассчитаны для работы при температурах до 650 °С и благодаря своей относительной дешевизне остаются перспективными для работь[ при этих температурах, тем более что в последние годы разработан процесс передела сплавов с /- и /-фазами, обеспечивающий уровень их прочности, сравнимый с прочностью никелевых сплавов. Это процесс direct-age processing* ( ковка-закалка-старение ), при котором горячая деформация идет при температуре сольвуса (или нюке) г\- или 5-фаз и заканчивается закалкой под ковочной нагрузкой с немедленным старением (без гомогенизирующего отжига), что сохраняет ковочную деформацию.

Кобальтовые сплавы

Кобальтовые сплавы используются значительно реже, чем никелевые и железоникелевые (главным образом, по причине высокой стоимости кобальта, которая в 5-6 раз выше стоимости никеля), хотя они и имеют эпределенные достоинства:

пологую, без резкого падения как у никелевых сплавов, зависи- ость длительной прочности от температуры, что обеспечивает их лучшую работоспособность при температурах выше 800...900°С;

- лучшую стойкость против горячей коррозии в газах ГТД и ГТУ особенно содержащих серу;

- лучшую свариваемость и сопротивление термической усталости. Используются эти сплавы как в деформированном, так и в литом

виде. За рубежом (США) их используют для рабочих и сопловых лопаток, работающих при 1100...1150 °С, лопаток турбокомпрессоров, изделий из листов, работающих при 700...980°С.

Упрочнение сплавов достигается комбинацией твердорастворного и дисперсионного (карбидного) механизмов.

Интерметаштидное упрочнение здесь не используется, так как в системе Со-А1 отсутствуют интерметаллиды с ГЦК решеткой, а У-фаза, устойчивая до 760 °С, получается только в виде сложного интерметаллида (Ni, Со)зА1 при введении в него не менее 28 % Ni. При нагреве выше 760 °С она превращается либо в л-фазу, либо в фазу Лавеса типа А2В в виде пластинок, снижающих прочность сплава. Упрочнение до 900 °С возможно за счет гексагональной фазы P-CojTa при введении в сплав 15% Та и 20% Ni, но дороговизна тантала делает такие сплавы неконкурентоспособными.

Существенной проблемой в кобальтовых сплавах является фазовый переход от аустенитной Р-структуры к гексагональной (ГП) е-структуре (417 С при охлаждении, 430 °С при нагреве для чистого кобальта). Сг, Мо, W и Si повышают температуру этого перехода (до 918 °С при 40% Сг), а Fe, Ni, Мп, V, Ti, Zr, Nb, Та и С - снижают, т. е. стабилизируют ГЦК структуру. У ГП е-Со коэффициент деформационного упрочнения в 4 раза выше, чем у ГЦК р-Со, но скорость ползучести с температурой растет быстрее. Сплавы кобальта (стеллиты), не содержавшие добавок, стабилизирующих Р-Со, и имевшие е-структуру, успешно применялись в деталях, работающих на износ.

Для стабилизации ГЦК структуры в сплавы вводят никель, который при 12...15% увеличивает твердость и прочность сплавов, а при 20 % -длительную прочность.

Твердорастворное упрочнение достигается введением вольфрама (до 15%) и молибдена (до 5...6 %). Хром (20...25 %) придает сплавам коррозионную стойкость и участвует в карбидном упрочнении. Кроме того, для карбидного упрочнения вводят Ti, Zr, Nb, Та и, естественно, углерод. Диапазон концентраций углерода очень широк: от 0,07 до 0,85%, но для большинства сплавов лежит в пределах 0,15...0,40 %.

Карбиды в сплавах присутствуют в виде соединений типа М3С2, М7С3, М2зС, где М - в основном Сг, частично замещенный Со, W,

jyo, а также соединений типа МС, где М - Со, Сг, W, Та, Nb, и МС, гдем - Та, Nb, Zr, Ti, Hf.

Распад карбидов МуСз по реакции 2СгуСз + 9[Сг] = Сг2зС повышает прочность сплавов, но снижает низкотемпературную пластичность. Главным фактором упрочнения является комбинация карбидов МС и М2зС.

Поскольку в кобальтовых сплавах отсутствуют, как правило, Ti и А1, технология их производства не требует сложных вакуумных процессов. Их плавят либо в аргоне, либо вообще на воздухе.

Современные продвинутые никелевые сплавы для лопаток ГТД и ГТУ

Сплавы для лопаток ГТД должны работать при температурах до 1200 °С с деформацией ползучести не выше 0,2...0,5 % при ресурсе 8... 10 тыс. ч. В связи с этим создаются не только новые композиции сплавов, но и новые технологии получения литых стшавов - методы направленной кристаллизации.

Методами направленной кристаллизации получают поликристаллические лопатки со столбчатыми зернами, вытянутыми вдоль оси отливки (НК-отливки), монокристаллические (МК) лопатки, состоящие из одного большого зерна, и так называемые направленные эвтектики (НЭ) -естественные композиты, армированные волокнами, возникающими в процессе кристаллизации.

Материал таких отливок превосходит материалы отливок с равноосной кристаллизацией (РК) по целому ряду свойств: условному пределу ползучести, мало- и многоцикловой усталости и эксплуатационному ресурсу. Вместе с тем разрабатываются и новые РК-сплавы с высокими свойствами, в частности для двигателей малого ресурса, и высокой рабочей температурой (сплав ЖС16).

Принципиально новым классом РК-материалов являются сейчас сплавы на основе интерметаллида №зА1(Т1): сплавы типа ВКНА-1ЛК и ВКНА-4 [2].

Сплав ВКНА-1ЛК, легированный небольшим количеством Сг и W, на 96% состоит из гомогенной у-матрицы, упрочненной 1,5...2,0% карбидов МС. При /> 1200 °С его длительная прочность выше, чем у традиционного сплава ЖС6У, а длительная пластичность (ер) при 900... 1200 °С в несколько раз выше, чем у ЖС6У.

Сплав ВКНА-4 (9 % А1) - гетерофазная матрица (У-фаза + у-твердый раствор), легированная Мо, Со, Zr с микродобавками В и Y. Упрочня-