Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Анализ современного состояния разработок в области создания литейных жаропрочных и интерметаллидных никелевых сплавов и технологий литья монокристаллических рабочих и сопловых лопаток ГТД 11
1.1 Жаропрочные никелевые сплавы для монокристаллического литья 11
1.2 Интерметаллидные сплавы на никелевой основе для монокристаллического литья... 14
1.3 Современные технологии и оборудование для литья монокристаллических лопаток ГТД 18
1.4 Заключение по литературному обзору и постановка задач работы 26
Глава 2 Материалы и методики исследования 29
2.1 Материалы 29
2.2 Оборудование 29
2.3 Методики исследования 32
Глава 3 Экспериментальные исследования влияния технологических параметров процесса направленной кристаллизации на величину температурного градиента на фронте кристаллизации монокристаллов 38
3.1 Разработка методики определения температурного градиента 38
3.2 Экспериментальная оценка изменения величины значений температурного градиента в зависимости от конструкции теплового узла и температуры нагрева опытно-промышленной установки, и анализ кривых распределения температуры 45
3.3 Расчет температурных полей внутри отливки численным методом и с применением компьютерного моделирования 49
Выводы по главе 3 54
Глава 4 Исследование влияния температурного градиента и скорости кристаллизации на микроструктуру, фазовый состав, дендритную ликвацию, микропористость сплавов ВЖМ3, ВЖМ1 55
4.1 Влияние температурного градиента и скорости кристаллизации на микроструктуру, фазовый состав, дендритную ликвацию и микропористость жаропрочного никелевого сплава ВЖМ3 55
4.1.1 Влияние температурного градиента и скорости кристаллизации на междендритное расстояние (параметр дендритной ячейки), размеры упрочняющих частиц у -фазы 57
4.1.2 Влияние температурного градиента и скорости кристаллизации на размер частиц у-у эвтектических выделений и микропористость 68
4.1.3 Влияние температурного градиента и скорости кристаллизации на фазовый состав и дендритную ликвацию 73
4.2 Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации на размер дендритных и фазовых составляющих, микропористость, дендритную ликвацию образцов, полученных из сплава ВЖМ-1 в литом и термообработанном состоянии 78
4.2.1 Исследование особенностей тонкой монокристаллической 001 структуры отливок образцов из сплава ВЖМ1 в литом и термообработанном состоянии 79
4.2.2 Исследование структуры термообработанных образцов сплава ВЖМ1 после механических испытаний 81
4.3 Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации на структуру интерметаллидного сплава ВКНА-1В 82
Выводы по главе 4 84
Глава 5 Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации на прочностные и усталостные характеристики жаропрочных никелевых ВЖМ3, ВЖМ1 и интерметаллидного ВКНА-1В сплавов 86
5.1 Влияние температурного градиента на прочностные характеристики сплава ВЖМ3 86
5.1.1Влияние температурного градиента на кратковременные механические свойства сплава ВЖМ3 86
5.1.2 Влияние температурного градиента сплава ВЖМ3 на длительную прочность при
5.2 Сравнительные исследования механических свойств (кратковременной и длительной прочности, МнЦУ, МЦУ) образцов сплава ВЖМ1-ВИ в литом и термообработанном состоянии, полученных методом высокоградиентной направленной кристаллизации 89
5.3. Влияние ВГНК на механические свойства образцов сплава ВКНА-1В с КГО
5.3.1. Влияние ВГНК на кратковременную и длительную прочность образцов сплава
ВКНА-1В 94
5.3.2 Термоусталость сплава ВКНА-1В с различной КГО при температурах 100-850С
Выводы по главе 5 100
Глава 6 Разработка основных технологических параметров высокоградиентной направленной кристаллизации при литье лопаток и других деталей горячего тракта ГТД из высокожаропрочных и интерметаллидных сплавов, создание промышленной установки 101
6.1 Исследование параметров технологии высокоградиентной направленной кристаллизации при получении монокристаллических отливок рабочих лопаток из сплава ВЖМ4-ВИ 101
6.2 Исследование параметров технологии высокоградиентной направленной кристаллизации при получении монокристаллических отливок рабочих лопаток из сплава ВЖМ1 106
6.3 Исследование параметров технологии высокоградиентной направленной кристаллизации при получении монокристаллических отливок сопловых лопаток из сплава ВКНА-1В 108
6.4 Создание промышленной автоматизированной высокоградиентной установки
УВНС-6 с компьютерной системой управления 114
Выводы по главе 6 121
Общие выводы по работе 123
Перечень сокращений 125
Список литературы
- Современные технологии и оборудование для литья монокристаллических лопаток ГТД
- Методики исследования
- Расчет температурных полей внутри отливки численным методом и с применением компьютерного моделирования
- Влияние температурного градиента и скорости кристаллизации на фазовый состав и дендритную ликвацию
Современные технологии и оборудование для литья монокристаллических лопаток ГТД
Литейные жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) являются сложными многокомпонентными гетерофазными системами. Химический состав, а также структурные факторы: количество, размер, морфология и распределение структурных составляющих, многообразные внутренние поверхности раздела (границы зерен, микропоры, межфазные поверхности раздела, субструктура и т.д.) – оказывают влияние на свойства жаропрочных сплавов, такие как жаропрочность, пластичность, сопротивление усталости и другие. Структура жаропрочных никелевых сплавов, предназначенных для монокристаллического литья, состоит из неупорядоченного никелевого -твердого раствора и высокодисперсных выделений -фазы на основе упорядоченного интерметаллида Ni3Al, которые образуются в результате спинодального распада -твердого раствора никеля в процессе охлаждения сплава. Обе эти фазовые составляющие изоморфны друг другу, т.е. имеют одинаковую гранецентрированную кубическую (ГЦК) решетку, с той лишь разницей, что -фаза является неупорядоченным твердым раствором замещения с периодом кристаллической решетки, несколько отличным от периода решетки упорядоченной -фазы. При этом высокий уровень жаропрочности обусловлен эффектом наибольшего упрочнения -твердого раствора легирующими элементами, а также упрочнением -фазой, частицы которой создают надежные препятствия для скольжения и переползания дислокаций в условиях высокотемпературной ползучести. При наличии в ЖНС углерода, в них образуются также карбидные фазы (МеС), как правило, на основе монокарбидов титана, ниобия и тантала. Все химические элементы, используемые для легирования ЖНС, можно условно разделить на три группы: растворяющиеся главным образом в -твердом растворе, растворяющиеся преимущественно в -фазе и карбидообразующие. К первой группе относятся Cr, Mo, Re, Ru, Co, Ir, V, W. Их коэффициенты распределения между - и -фазами меньше единицы. Ко второй группе относятся элементы Al, Ti, Nb, Ta, Hf, имея коэффициенты распределения между - и -фазами больше единицы. И карбидообразующие элементы – Ti, Ta, Nb, Hf, V, W, Mo, Co [9].
Известны пять поколений жаропрочных никелевых сплавов для литья монокристаллических лопаток. Их составы приведены в таблице 1 [24, 8, 20]. Сплавы первого поколения содержат традиционный набор легирующих элементов, таких как: Со, Cr, Mo, W, Ti, Al, Ta. В составы сплавов второго и третьего поколений входит легирующий элемент Re в количестве до 3 % и 6 % соответственно [31, 34]. Положительное влияние Re на жаропрочность никелевых сплавов обусловлено увеличением температуры солидус сплава, повышенной растворимостью рения в никелевом твердом растворе и увеличением периода его кристаллической решетки, снижением коэффициента диффузии легирующих элементов [29]. В результате характеристики длительной прочности и ползучести Re-содержащих сплавов существенно выше, чем у сплавов традиционного легирования [8]. Однако легирование сплавов рением, помимо существенного повышения длительной прочности сплавов приводит к повышению их плотности и увеличению вероятности выделения вредных ТПУ-фаз. Для снижения склонности сплавов к образованию ТПУ-фаз сплавы четвертого и пятого поколения дополнительно легируют рутением до 6 % [8, 9]. Основные усилия российских и зарубежных разработчиков направлены на повышение фазовой стабильности, длительной прочности и жаростойкости сплавов при одновременном снижении их плотности и стоимости. Это достигается за счёт оптимального соотношения легирующих элементов.
В США, например, объединенный коллектив научных сотрудников фирм GE Aircraft Engine, Pratt and Whitney и NASA разработал сплав четвертого поколения ЕРМ-102, легированный 3 % рутения [6]. За счет уменьшения Сг до 2 % и увеличения содержания Со до 16 %, а также легирования Ru, повышается структурная стабильность сплава. Стабилизация микроструктуры при указанном легировании происходит в результате инверсии коэффициентов распределения -образующих и -стабилизирующих элементов. В частности, при увеличении концентрации Ru и Со находящиеся в -твердом растворе W и Re вытесняются в -фазу, а их концентрация в -фазе уменьшается и тем самым снижается вероятность выделения ТПУ-фаз.
В Японии, в результате комплексного легирования такими элементами как Re (4,9 %) и Ru (6 %), создали сплав TMS-162, у которого при температуре 1100 С и напряжении 137 МПа долговечность составляет 1000 ч, что в 5 раз превосходит долговечность американского сплава CMSX-10 [16]. Считается, что совместное легирование Re и Ru положительно сказывается на повышении жаропрочности [8, 16], так как эти металлы обладают низким коэффициентом диффузии в М. Поэтому дополнительное легирование Re-сплавов рутением еще больше тормозит диффузионные процессы, отвечающие за образование ТПУ-фаз, повышая фазовую стабильность сплавов.
Также, с использованием метода компьютерного конструирования во ФГУП «ВИАМ», Е. Н. Кабловым и Н. В. Петрушиным был рассчитан состав фазово-стабильного никелевого жаропрочного сплава ВЖМ4 [8], легированного рением и рутением, который по характеристикам длительной прочности превосходит американский сплав такого же класса ЕРМ-102 (Торговая марка МХ-4). В 2008 г. был разработан никелевый жаропрочный сплав V-поколения ВЖМ6 [12] с повышенной жаропрочностью и жаростойкостью по сравнению со сплавом ВЖМ4. Значения / мисфит-фактора [30] у этих сплавов составляет 0,49-0,53 %, а период решетки -твердого раствора больше чем у -фазы, что объясняется преимущественным растворением Re и Ru в -твердом растворе. Поскольку атомные радиусы этих элементов больше, чем у Ni, их синергическое действие приводит к увеличению параметра кристаллической решетки -твердого раствора значительно больше, чем -фазы, и вызывает повышение мисфита [8, 31]. Это обстоятельство благоприятно влияет на жаропрочность.
В настоящее время основной мировой тенденцией развития жаропрочных никелевых сплавов является повышение фазовой стабильности, длительной прочности и жаростойкости при одновременном снижении их плотности и стоимости. Повышение жаропрочных свойств, устранение склонности к образованию вредных ТПУ-фаз без существенного увеличения плотности достигается за счёт оптимального соотношения легирующих элементов, в частности, сбалансированного легирования тугоплавкими (Mo, W, Re, Та) и -образующими (А1, Ті и др.) элементами, микролегирования редкоземельными металлами (La, Се, Y), а также применения метода компьютерного конструирования. Снижение стоимости достигается за счет исключения дорогостоящего Ru и минимизации содержания Re. Так, компанией Cannon-Muskegon Corporation (США) был создан экономнолегированный монокристаллический сплав CMSX-8 с 1,5 % Re [32]. Сплав CMSX-8 при 1010 С показывает схожие значения свойств по ползучести и длительной прочности со сплавом второго поколения CMSX-4 с 3 % Re. В ВИАМ (Россия) так же созданы экономнолегированные сплавы ЖС40 [33] и ВЖМ7 с 2,6 % Re [34, 35]. Данные сплавы имеют примерно равный уровень длительной прочности при температуре 1000 С на базах до 1000 ч со сплавами второго поколения, содержащими 3 % Re (ЖС36, Rene N5, CMSX-4). При этом сплав ЖС40 (не содержит Re) имеет преимущество по длительной прочности на больших временных базах 5000-10000 ч [36].
Методики исследования
Оптимизация конструкции теплового узла установки УВНС-5 осуществлялась при проведении экспериментальных плавок по каждому из запланированных температурных градиентов (G « 20, 50, 100, 150, 200 С/см). Оптимальные режимы выбирались по результатам показаний термопар, а также по качеству структуры полученных монокристаллических цилиндрических заготовок сплава ВЖМ3.
Как известно из литературных источников, низкий температурный градиент G « 20 С/см получается при охлаждении радиационным способом по методу Бриджмена [68, 101]. Поэтому необходимо было с имитировать плавки без ЖМО при невысокой температуре в печи подогрева форм. Для реализации условий НК с низким температурным градиентом (G « 20 С/см) была проведена оптимизация теплового узла: удалены ванна с ЖМО и экраны между зонами нагрева и охлаждения; понижены температуры в печи подогрева до 1510-1530 С, а также увеличено количество слоев (увеличено тепловое сопротивление формы) при изготовлении керамической формы для уменьшения ее теплопередачи [59].
Для увеличения температурного градиента и достижения значения G « 50 С/см необходимо использовать дополнительное экранирование нижнего среза нагревателя с помощью бокового водоохлаждаемого кольца (бокового холодильника) [88]. Так как в установке УВНС-5 не предусмотрено его размещение, то проведение плавок осуществлялось с применением жестких раздвижных экранов, состоящих из чередующихся пластин графита и графитового войлока и повышении температуры в печи подогрева форм до 1550-1560 С.
Для повышения температурного градиента на фронте кристаллизации до значения G « 100 С/см необходимо было создать более эффективный перепад температур между зонами нагрева и охлаждения. Для этого использовалась ванна с ЖМО, и между печью подогрева форм (двухзонным нагревателем) и ванной с ЖМО использовались жесткие раздвижные экраны, состоящие из чередующихся пластин графита и графитового войлока. Температура в печи подогрева форм была повышена до 1570-1580 С. Эта же конструкция применялась для оценки влияния скорости кристаллизации на структурные составляющие при постоянном градиенте G « 100 С/см, были сделаны плавки при разных скоростях кристаллизации Rкр. = 1, 5 и 10 мм/мин.
Для достижения температурного градиента G « 150 С/см необходимо еще более экранировать зону нагрева от зоны охлаждения, для этого был использован комбинированный экран [102]. Верхняя часть экрана состояла из жесткой плиты, изготовленной из чередующихся слоев графита и графитового войлока с отверстием, соответствующим размеру максимального сечения керамической формы, нижняя часть - слой дискретных частиц, плавающих на поверхности ЖМО. Жесткая теплоизолирующая плита обеспечивает дополнительную защиту дискретных частиц от перегрева, исключает контакт с нагревателем дискретных частиц, которые плотно прилегают к поверхности формы переменного сечения. Высокие теплоизолирующие свойства комбинированного экрана обеспечивают минимальное расстояние (25-30 мм) от поверхности ЖМО до нижнего нагревателя. Температура в печи подогрева форм была повышена до 1600-1620 С. Скорость кристаллизации составляла Rкр. = 5 мм/мин.
Проведение плавок по получению монокристаллических 001 заготовок образцов из сплава ВЖМ3 с температурным градиентом G « 200 С/см осуществлялось с ЖМО и тепловыми экранами, отделяющими зону нагрева от зоны охлаждения, и повышении температуры в печи подогрева форм до 1630-1640 С. Для оценки влияния скорости кристаллизации на структурные составляющие при высоком градиенте G « 200 С/см, плавки осуществляли при разных скоростях кристаллизации Rкр. = 1, 5 и 10 мм/мин.
По выбранным режимам были проведены экспериментальные плавки, во время которых при помощи термопар были зафиксированы изменения температуры, что позволило построить кривые распределения температуры по высоте отливки. Температурный градиент на фронте кристаллизации определяли по полученным кривым распределения температур по методике, описанной выше. Высоту жидко-твердой области (L) также определяли по кривым и сравнивали полученные результаты со значениями, рассчитанными по формуле (2), где интервал кристаллизации (T) сплава ВЖМ3 равен 100 С.
Установлены характерные кривые распределения температуры по высоте теплового узла для экспериментов при G « 20, 50, 100, 150, 200 С/см в процессе НК (рисунок 14). Для G = 20 С/см полученная кривая имеет монотонный характер с плавным понижением температуры в процессе НК. Фронт кристаллизации находится значительно ниже уровня нагревателей. Высота жидко-твердой области составляет 45-55 мм (расчетное значение по формуле 50 мм). Для G = 50 С/см кривая уже не носит монотонный характер, а имеет кривизну, наличие которой связано с присутствием экранов. Фронт кристаллизации приближается к нагревателям. Высота жидко-твердой области составляет 15-18 мм (расчетное значение по формуле 20 мм). Для G « 100, 150 и 200 С/см кривые имеют больший наклон, наличие которого связано с присутствием ванны с ЖМО (расплав олова) и тепловых экранов. Для G « 100 С/см фронт кристаллизации находится выше уровня ЖМО на 10 мм. Высота жидко-твердой области составляет 8-9 мм (расчетное значение по формуле 10 мм). Для G « 150 С/см положение фронта кристаллизации находится выше уровня ЖМО на 25-30 мм, на уровне тепловых экранов. Высота жидко-твердой области составляет 6 мм (расчетное значение по формуле 7 мм). Для температурного градиента G « 200 С/см положение фронта кристаллизации фиксируется выше уровня ЖМО на 40-45 мм, вблизи среза нижнего нагревателя. Высота жидко-твердой области составляет 5-6 мм (расчетное значение по формуле 5 мм). Данные результаты были получены по термопарам, установленным на поверхности формы. Однако, ниже представленные расчеты (параграф 3.3), подтвержденные в результате экспериментов в работе [101], показали, что реальные значения температурного градиента в металле в 2 раза ниже, чем на поверхности формы. В связи с этим, протяженность жидко-твердой зоны для направленной кристаллизации без ЖМО составляет порядка 90-100 мм, а для направленной кристаллизации с ЖМО, экранами и температурой в печи подогрева 1630 С - порядка 10 мм. То есть, абсолютное значение разницы останется неизменным.
Таким образом, с повышением температурного градиента с 20 С/см до 200 С/см, положение фронта кристаллизации смещается из зоны охлаждения в зону нагрева, а протяженность жидко-твердой области, в которой формируется дендритная структура жаропрочных сплавов, уменьшается в 10 раз. Данные результаты, полученные в условиях опытно-промышленной установки УВНС-5, подтверждают ранее полученные результаты на лабораторных установках [20, 84].
В результате проведенных экспериментальных исследований были получены цилиндрические заготовки жаропрочного никелевого сплава ВЖМ3, при различных температурных градиентах (G « 20, 50, 100, 150, 200 С/см) и разных скоростях кристаллизации (R = 1, 5 и 10 мм/мин). Оценка КГО показала, что образцы, выбранные для дальнейших исследований, имеют монокристаллическую структуру с КГО 001 . Эти образцы были использованы для проведения исследований влияния температурного градиента на микроструктуру, фазовый состав, дендритную ликвацию, микропористость и прочностные характеристики жаропрочного сплава ВЖМ3.
Расчет температурных полей внутри отливки численным методом и с применением компьютерного моделирования
В приведенных формулах индексы соответствуют: 1 - жидкому расплаву; 2 -двухфазному состоянию сплава; 3 - затвердевшей отливке; 4 - форме. Обозначение переменных: с - удельная теплоемкость; р - плотность; Т - температура; t - время; X -теплопроводность. Граничными условиями для данной задачи являются: х=0: 2-го рода, тепловой поток на границе равен нулю; х=хгр: 4-го рода, плотный контакт тел отливки и формы; x=L: 1-го рода, известно значение температуры для каждого момента времени. Для точного решения задачи целесообразно использовать численные методы решения [103]. В качестве такового воспользуемся методом конечных разностей. Твердые тела при этом методе представляются в виде совокупности расчетных узлов. Идея этого метода заключается в замене производных дифференциальных уравнений их конечно-разностной аппроксимацией. Таким образом, получают систему линейных алгебраических уравнений для определения температуры как локальной характеристики в каждом узле сетки.
Согласно принятому методу, произведем замену дифференциальных операторов: где п - текущий временной шаг; / - рассматриваемая точка конечно-разностной сетки; т расчетный шаг по времени; h - расчетный шаг по координате. Выполненный способ замены производных называется неявным, потому что замена производной по координате осуществляется для расчетного шага п+1. Подставляя (12) в систему уравнений (8)(11), получим систему линейных алгебраических уравнений, которая решается методом прогоночных коэффициентов [104].
Согласно [104], температура в точке / на расчетном шаге п+1 можно определить по формуле: Очевидно, что для определения прогоночных коэффициентов по ширине рассматриваемой сетки необходимо знать значение ь ь которые можно найти из левого граничного условия. В общем виде граничное условие третьего рода записывается: где q – тепловой поток через границу. Согласно принятому неявному методу, заменим производную по координате ее конечно-разностной аппроксимацией:
Аппроксимация граничного условия четвертого рода в месте контакта отливка-форма осуществляется подобным описанному выше образом. В результате, прогоночные коэффициенты на границе равны:
Таким образом, численное решение поставленной задачи выполнялось в два этапа. На первом этапе определялись прогоночные коэффициенты по формулам (14), (17) и (18), на втором - по полученным коэффициентам рассчитывались значения температур в узлах сетки по формуле (13).
Неявный метод решения задачи теплопроводности отличается тем, что достаточные условия устойчивости прогонки выполняются автоматически и не требуют дополнительных ограничений на расчетный шаг по времени [105].
Рассчитанные значения температур внутри отливки приведены на рисунке 16. Разница между температурами на форме и в отливке около фронта кристаллизации составляет для G = 20 С/см 90 С, а для G = 200 С/см 200 С.
Также для расчета температуры внутри отливки был смоделирован процесс НК с использованием специализированной программы. Для этого была начерчена 3-D модель теплового узла установки УВНС-5 (рисунок 17) и заданы все параметры процесса НК, представленные выше. Результаты моделирования представлены на рисунке 18: расчетные данные температур на поверхности формы (Т1 и Т2 расчетн. на форме), полученные в результате моделирования практически совпали с экспериментально полученными значениями (Т1 и Т2 эксп. на форме). Это позволяет сделать вывод о достоверности полученных расчетных значений внутри формы, в расплаве (рисунок 17).
Из рисунков 16, 18 следует, что разница между экспериментальными значениями термопар по высоте отливки (температурный градиент), расположенными на поверхности формы, и расчетными внутри формы (в металле) отличается примерно в 2 раза. Это
Результаты расчета температур внутри формы, полученные численным методом. подтверждается экспериментальными данными, полученными в работе [101]. Рисунок 17 – 3-D модель теплового узла установки УВНС-5.
1. Разработана методика определения температурного градиента на фронте роста в процессе НК [106].
2. Выявлена взаимосвязь между значениями температурного градиента на фронте роста и условиями процесса НК (конструкцией теплового узла промышленной установки, температуры в печи подогрева форм, способа охлаждения) [106].
3. Получены кривые распределения температуры по высоте теплового узла опытно-промышленной установки УВНС-5 при разных температурных градиентах, которые позволили определить положение фронта кристаллизации и размер жидко-твердой области, в которой формируется структура жаропрочного никелевого сплава.
Основные результаты главы отражены в следующих публикациях: 106. Бондаренко Ю.А., Ечин А.Б., Сурова В.А., Нарский А.Р. Влияние температурного градиента на структуру жаропрочного сплава при его направленной кристаллизации // Литейщик России. – 2014. – № 5. – С. 24-28. Глава 4 Исследование влияния температурного градиента и скорости кристаллизации на микроструктуру, фазовый состав, дендритную ликвацию, микропористость сплавов
ВЖМ3, ВЖМ1 4.1 Влияние температурного градиента и скорости кристаллизации на микроструктуру, фазовый состав, дендритную ликвацию и микропористость жаропрочного никелевого сплава ВЖМ3
Данные исследования проводились на монокристаллических образцах сплава ВЖМ3 с КГО 001 , полученных при различных температурных градиентах и скоростях кристаллизации (G « 20, 50, 100, 150, 200 С/см и Rкр. = 1 мм/мин, 5 мм/мин, 10 мм/мин). Исследования микроструктуры образцов сплава ВЖМ3 проводили на микрошлифах, вырезанных из литых заготовок в поперечном направлении. Режимы НК полученных заготовок образцов приведены в таблице 6.
Влияние температурного градиента и скорости кристаллизации на фазовый состав и дендритную ликвацию
Данные исследования проводились на монокристаллических образцах интерметаллидного сплава ВКНА-1В, предназначенного для литья рабочих и сопловых лопаток ГТД. Его особенностью является большое содержание алюминия (8,0-9,5 %масс.) по сравнению с промышленными литейными жаропрочными сплавами (3,4-6,5 % масс). Это способствует увеличению общего количества упрочняющей -фазы (на основе М3А1) 90 %масс, когда как в современных жаропрочных сплавах содержание -фазы составляет 60-70 %масс, а также уменьшению плотности (=7,25 г/см3) и стоимости.
Исследования, проведенные в ФГУП «ВИАМ» показали, что уровень механических свойств интерметаллидных сплавов типа ВКНА в значительной мере зависит от их структуры, связанной с методом получения. Максимальными свойствами обладают образцы с направленной и монокристаллической структурами [109].
Для возможности использования литейного интерметаллидного сплава ВКНА-1В в перспективных авиационных двигателях было оценено влияние ВГНК на монокристаллическую структуру сплава в трех КГО 001 011 111 . Исследование микроструктуры монокристаллических образцов сплава ВКНА-1В с КГО 001 , 011 и 111 , полученных на высокоградиентной установке УВНС-5, проводилось методом электронной микроскопии на микроскопе JSM-840. На рисунке 48 приведена микроструктура исследованных образцов.
Микроструктура монокристаллических образцов сплава ВКНА-1В: а, б, в КГО 001 ; г, д, е – с КГО 011 ; ж, з, и – с КГО 111 . с Микроструктура образцов является характерной для никелевых интерметаллидных сплавов в литом состоянии [ПО]. Оси дендритов (рисунок 48 а, г, ж) ориентированы в направлении, заданном затравками с КГО 001 011 111 и имеют двухфазную структуру (у + у), при этом частицы у -фазы окружены прослойками пластичной у-фазы (рисунок 48 б, д, з). В межосных участках расположены крупные частицы выделений у -фазы, которые предположительно образуют каркас, переплетающий оси дендритов. При большом увеличении (х 10000) видно, что морфология частиц у -фазы в осях дендритов у образцов с ориентацией 001 близка к кубической (рисунок 48в), у образца с ориентацией 111 - треугольной (рисунок 48и), а у образца с ориентацией 011 частицы у -фазы имеют произвольную форму и окружены более широкими прослойками у-твердого раствора на основе никеля (рисунок 48е).
При ВГНК формируется однородная, тонкодендритная структура (с меньшим в 1,5-2,0 раза МДР), меньшим размером и объёмной долей междендритных микропор (в 1,5 раза) по сравнению с промышленной технологией [111].
1. Установлены зависимости влияния величины температурного градиента промышленной установки на основные структурные характеристики жаропрочных сплавов нового поколения: МДР, размер частиц упрочняющей -фазы, микропористость, дендритную ликвацию. Установлено, что МДР с увеличением температурного градиента от 20 до 200 С/см уменьшается в 2,4 раза с 310 мкм до 130 мкм, а объемная доля микропор более чем в 10 раз с 0,124 % до 0,011 % [112].
2. Установлены зависимости влияния скорости кристаллизации промышленной установки на основные структурные характеристики жаропрочных сплавов нового поколения: МДР, размер частиц упрочняющей -фазы, микропористость, дендритную ликвацию. Установлено, что МДР с увеличением скорости кристаллизации от 1 до 10 мм/мин уменьшается в 1,5 раза. Дендритная ликвация, при более низком градиенте, больше зависит от скорости кристаллизации, чем при высоком. В условиях низкого градиента повышение скорости кристаллизации приводит к неравновесной кристаллизации и, как следствие, к неоднородной структуре [112].
3. Выявлены закономерности влияния температурного градиента и скорости кристаллизации на дисперсность структурных характеристик жаропрочных Re-содержащих сплавов нового поколения. Закономерности описываются степенной функцией и имеют вид гиперболы. Определены значения коэффициентов уравнений для расчета дисперсности структурных составляющих сплавов нового поколения [113]. 4. Установлено, что в условиях ВГНК в монокристаллах 001 сплава ВЖМ1 формируется однородная, тонкодендритная структура ( 160 мкм), коэффициент ликвации Re и W на 30-40% ниже, чем в монокристаллах, отлитых по промышленной технологии на установке УВНК-9, высокотемпературная гомогенизация приводит к увеличению объемной доли пористости в 10 раз (до Vп 0,1 %) и поры играют основную негативную роль в образовании и развитии трещин. [92, 114, 115]