автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Повышение эксплуатационных характеристик литых лопаток газотурбинных двигателей на жаропрочных никелевых сплавов путем управления процессом структурообразовання при кристаллизации

ГОСУДАРСТВЕННЫЙ НАУЧНЫЙ ЦЕНТР РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ "ВСЕРОССИЙСКИЙ ИНСТИТУТ АВИАЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ"

Повышение эксплуатационных характеристик литых лопаток газотурбинных двигателей иа жаропрочных никелевых сплавов путем управления процессом структурообразования при кристаллизации

05.02.01 "Материаловедение в машиностроении"

Диссертация в виде научного доклада на соискание ученой степени доктора технических наук

На правах рукописи Дтга служебного пользования Экз. № _____ _

УДК 621.452.3

КАБЛОВ

Евгений Николаевич

Москва -1995

Официальные ошшенты:

доктор технических наук, профессор Логунов A.B. - НИИД доктор технических наук, профессор Поварова К.Б. - ИМЕТ им.А.А.Байкова доктор технических наук, профессор Колачев Б.А. - МГАТУ им.К.Э.Циолковского

Ведущая организация: Московское машиностроительное производственное объединение "Салют"

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МГАТУ им.К.Э.Циолковского

Защита состоится " _5 " тонн 1995 г. в " 15_" часов на заседании диссертационного совета Д 063.56.01 в Московском Государственном авиационном технологическом университете им.К.Э.Циолковского но адресу: Москва, ул.Петровка, 27, ауд. 319. Отзывы на диссертацию, заверенные печатью просим направлять по адресу: 103767, Москва, К-31, ул.Петровка, 27. МГАТУ им.К.Э.Циолковского. Автореферат разослан .1995 г.

Ученый секретарь диссертационного Совета д.т.н., профессор

В.И.Ершов

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

АКТУАЛЬНОСТЬ РАБОТЫ: Ресурс и надежность работы современных газотурбинных двигателей (ГТД) во многом определяется работоспособностью охлаждаемых лопаток турбины из литейных жаропрочных сплавов. Улучшение их работоспособности связано с проблемой повышения уровня и стабильности основных служебных характеристик, и в первую очередь предела выносливости, длительной прочности и термостойкости литых лопаток. Эти характеристики лопаток при прочих равных условиях определяются структурным состоянием материала и во многом зависят от технологического процесса изготовления лопаток.

Точное вакуумное литье по выплавляемым моделям - один из основных способов получения охлаждаемых лопаток ГТД. Литые лопатки турбины в зависимости от условий эксплуатации (температура газа перед турбиной, напряжение, продолжительность работы) могут изготовляться как с равноосной структурой, так и с направленной или монокристаллической. Специфические особенности существующих технологий литья лопаток ГТД из жаропрочных сплавов с равноосной и монокристаллической структурой приводят к тому, что предел выносливости, являющийся важнейшим критерием

работоспособности материала, находится, как правило, на недостаточном уровне. Помимо этого наблюдается существенный разброс значений как характеристик выносливости, так и других свойств. Все это в значительной степени связано со структурной и ликвационной неоднородностью, а также микропористостью литого материала.

Поэтому изыскание и разработка методов активного управления процессом - формирования оптимальной структуры материала лопаток приобретает решающее значение для обеспечения высокого уровня служебных характеристик литых деталей.

Актуальность диссертационной работы подтверждается выполнением ее в соответствии с Федеральной программой "Развитие гражданской авиационной техники России до 2000 года"; программой "Критические технологии и материалы" по линии Государственного комитета по оборонным отраслям промышленности, а также программой работ "Создание конструкционных материалов и технологических процессов для авиационной и другой новой техники" и планом фундаментальных и поисковых научно-исследовательских работ Министерства науки и технической политики РФ.

Цель работы заключалась в решении проблемы увеличения ресурса и работоспособности охлаждаемых лопаток ГТД различного назначения как с равноосной, так и с монокристаллической структурой путем повышения уровня и стабильности всего комплекса служебных характеристик, и в первую очередь предела выносливости и термостойкости литейных жаропрочных сплавов. Решение этой цели достигалось путем:

- создания оптимальной однородной макро- и микроструктуры;

- исключения значительного разброса размера макрозерна и степени дисперсности дендритной структуры в толстых и тонких сечениях стенок лопаток с равноосной структурой;

- улучшения однородности структуры монокристаллических лопаток в участках(объемах), полученных в начальный и конечный периоды кристаллизации лопаток;

- исключения структурной и ликвационной неоднородности в материале лопаток;

- уменьшения объемной доли микропористости и размера пор;

- достижения высокой степени структурного совершенства и дисперсности дендритной структуры монокристаллических лопаток.

Для решения этой проблемы необходимо было изыскать методы активного воздействия на процесс кристаллизации лопаток как с равноосной, так и с монокристаллической структурой, изучить их особенности и на основе установленных закономерностей разработать высокоэффективную

пуимшиилсппул; 1 слп^худнл; лшил лииалик. х 1/а, V идпиридпии,

регламентированной, мелкозернистой структурой и литья монокристаллических лопаток ГТД с заданной кристаллографической ориентацией при высокой степени структурного совершенства и дисперсности дендритной структуры.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА

1. На основе установленных автором закономерностей и общих теоретических положений дано научное обоснование усовершенствованной технологии поверхностного модифицирования, включающее в себя выбор модификатора, его подготовку и способ введения, оценку свойств модификатора и условий кристаллизации, обеспечивающих наиболее эффективное измельчение зерна в поверхностном слое.

2. Обоснована необходимость поверхностного модифицирования не только внешней поверхности полой лопатки, но и ее внутренней полости; предложены и реализованы способы решения этой задачи.

3. Установлены закономерности влияния величины зерна, строения границ, структурного совершенства, морфологии и характера распределения структурных составляющих, микропористости, ликвационных явлений, режимов термической обработки на механические свойства лопаток с поверхностным и двухсторонним модифицированием.

4. Теоретически обоснованы и экспериментально подтверждены технологические параметры литья лопаток с поверхностным модифицированием, обеспечивающие оптимальный уровень служебных свойств лопаток в эксплуатации.

5. На основании установленных автором закономерностей и общих теоретических положений сформулированы требования к технологии получения монокристаллических лопаток заданной кристаллографической ориентации с высокой степенью структурного совершенства (способ введения затравки, большие температурные градиенты, определенные скорости роста).

6. Установлены особенности структуры монокристаллических лопаток, обеспечивающие высокий уровень служебных свойств (отсутствие поперечных границ, небольшая степень ликвации, малая пористость, высокая степень дисперсности структуры, невысокая диффузионная подвижность, кристаллографическая ориентация лопатки в наиболее выгодном направлении); показано, что увеличение температурного градиента на фронте кристаллизации способствует получению такой структуры.

7. Обоснован и разработан не имеющий аналогов в мире способ литья монокристаллических лопаток при рекордно высоком температурном градиенте (200-250°С/см), обеспечивающем получение лопаток с совершенной монокристал-лической структурой.

ПРАКТИЧЕСКАЯ ЦЕННОСТЬ РАБОТЫ

1. Создан высокоэффективный промышленный процесс изготовления лопаток ГТД с однородной мелкозернистой макроструктурой,

обеспечивающей существенное улучшение их качества и надежности, а также определены оптимальные значения его основных технологических параметров. Внедрение этого процесса в производство не требует создания нового технологического оборудования. Разработанный процесс защищен авторскими свидетельствами на изобретение, выпущены две отраслевые рекомендации.

7. Разработан комбинированный метод получения

монокристаллических лопаток ГТД с заданной кристаллографической ориентацией при высокой степени структурного совершенства (метод "затравка-геликоид").

3. Разработана принципиально новая высокоградиентная технология литья лопаток ГТД из безуглеродистых монокристаллических и эвтектических сплавов (патент РФ № 1833581), спроектирована и изготовлена модульная установка нового поколения для литья монокристаллических лопаток ГТД с температурным градиентом на фронте кристаллизации в = 200-250°С/см. Процессы защищены авторскими свидетельствами, выпущена техническая документация.

РЕАЛИЗАЦИЯ РАБОТЫ В ПРОМЫШЛЕННОСТИ

1. Разработанный технологический процесс поверхностного модифицирования литейных жаропрочных сплавов при литье нопаток авиационных турбин внедрен в серийное производство на всех моторостроительных заводах авиационной и на ряде заводов судостроительной промышленности при литье лопаток I, II ступени изделий: "55", "77", "89", "99", "88", 99В", "Д076", "ПС-90", "М70К", "ДМ77", "ДН-71", "79", "65", а так же при литье лопаток II ступени двигателя компании "Дун-Ан" (КНР).

2. Разработанный комбинированный метод получения монокристаллических лопаток ГТД внедрен в серийное производство при литье лопаток I ступени турбины стационарной энергетической газотурбинной установки (изд."29") на АО"Сатурн-Люлька".

3. Высокоградиентный технологический процесс литья монокристаллических лопаток прошел опытно-промышленное Опробование при литье лопаток конструкции ЦИАМ, а также при выполнении ВИАМом заказа фирмы "Хаумет"(США) по отливке монокристаллических образцов и лопаток из сплава СМБХ-4 с температурным градиентом 200-250°С/см.

ТЕХНИКО-ЭКОНОМИЧЕСКАЯ ЭФФЕКТИВНОСТЬ

Внедрение процесса поверхностного модифицирования жаропрочных сплавов при литье лопаток ГТД на заводах отрасли позволило повысить ресурс изделий "55", "77", "89" с 100-150% до 450-500%, а ресурс лопаток двигателя \¥С -5А (КНР) в 2,5 - 3 раза.

Комбинированный метод получения монокристаллических лопаток позволил повысить выход годного при литье лопаток I ступени изд."29"с30-40% до 85-90% (оценка по структурному совершенству монокристалла).

АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ

Комплекс работ по повышению работоспособности литых лопаток ГТД отмечен Государственной премией в области науки и техники СССР "За работу в области моторостроения"(яиплом N 20217).

Разработанный процесс экспонировался на ВДНХ СССР и был отмечен полным комплектом медалей.

Результаты работы докладывались и обсуждались на пяти Международных, шести Всесоюзных, Всероссийских и пяти Межотраслевых научно-технических конференциях,

Публикации. По материалам диссертационной работы опубликована 41 статья и получено 12 авторских сццд(лель(л» и ищет до.

РАЗДЕЛ 1. РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА ПОВЕРХНОСТНОГО МОДИФИЦИРОВАНИЯ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ ПРИ ЛИТЬЕ ЛОПАТОК ГТД

1.1. Состояние вопроса и постановка задачи исследования

Ресурс и надежность современных ГТД определяется, в первую очередь, работоспособностью литых охлаждаемых лопаток, в связи с тем, что они являются наиболее нагруженными и ответственными деталями. К их материалу предъявляются жесткие требования в отношении уровня и стабильности служебных характеристик в широком диапазоне рабочих температур. Однако несмотря на то, что лопатки проходят тщательный контроль, известны случаи их преждевременного разрушения в эксплуатации.

Проведенный анализ литературных данных показал, что разрушение лопаток в большинстве случаев обусловлено действием циклических нагрузок, т.е. связано с усталостью и термоусталостью материала. Поэтому для повышения уровня и стабильности всего комплекса служебных характеристик лопаток требуется установить основные причины недостаточной долговечности материала при знакопеременных нагрузках. Из литературных данных следует, что основной причиной недостаточно высокого уровня и низкой стабильности свойств (в первую очередь, предела выносливости) литого материала является существенная неоднородность макро- и микроструктуры литейных жаропрочных сплавов, а также пористость. При прочих равных условиях предел выносливости и стабильность их характеристик в значительной степени зависят от особенностей структуры, например размера зерна.

Из вакансионно-дислокационной теории усталости и дислокационного механизма зарождения усталостной трещины можно сделать вывод, что для повышения предела выносливости необходимо, создать такое структурное состояние материала лопаток, которое обеспечило бы максимальную задержку дислокации и минимальный их выход на поверхность.

Известны следующие способы получения такой структуры:

1. Создание внутренних дислокационных барьеров (измельчение макрозерна, мелкодисперсные выделения структурных составляющих и т.д.);

2. Создание внешних дислокационных барьеров (упрочненные поверхностные слои, покрытия).

В производственной практике этого можно достичь путем управления процессом формирования структуры отливки, т.е. получением в материале однородной мелкозернистой макроструктуры. Создание оптимальной макро- и микроструктуры в высоколегированных литейных жаропрочных сплавах связано с изысканием и разработкой методов активного воздействия на процесс кристаллизации лопатки. Параметры, которые должны контролироваться при

измельчении литой структуры, определены из рассмотрения известных закономерностей кристаллизации. Имеются три способа повышения скорости образования стабильных зародышей кристаллизации и получения тем самым в материале мелкозернистой макро-структуры: 1) быстрое охлаждение; 2) механическая вибрация; 3) модифицирование. Выполненный анализ показал, что единственный способ, с помощью которого можно измельчить литую структуру, не ухтатэя качества лопаток, является молшЬипипопяние днтемнкпг жяпопптгны* сплавов. Эффективный способ модифицирования состоит во введении в расплав высокодисперсных веществ, на которых может произойти кристаллизация материнской фазы.

В связи с тем, что усталостная трещина возникает в поверхностной зоне материала, можно сделать вывод о целесообразности получения однородной мелкозернистой макроструктуры именно в этом слое литой лопатки. При проработке вопроса о возможности решения поставленной задачи путем объемного модифицирования литейных жаропрочных сплавов установлено, что введение инородных частиц в жаропрочный сплав вакуумно-индукционной выплавки может привести к ухудшению качества границ зерен, а это отрицательно скажется на уровне жаропрочности вследствие увеличения диффузионной подвижности границ зерен материала лопаток. Поэтому было принято решение вводить модификатор не в расплав, а в состав рабочих поверхностей литейной формы и стержня, которые контактируют с жидким металлом. Процесс модифицирования литейных жаропрочных сплавов различными добавками, входящими в состав облицовочного слоя формы, изготовленной методом литья по выплавляемым моделям, получил наименование "поверхностного модифицирования".

Анализ патентных и литературных источников показал, что измельчение, макрозерна путем поверхностного модифицирования применяется при. производстве лопаток ГТД, причем в качестве модифицирующих добавок используются смеси оксидов железа, никеля, марганца, кобальта и отдельно оксиды кобальта, соединения оксида кобальта с оксидом алюминия или кремния. Однако единого мнения о механизме поверхностного модифицирования не было сформулировано. Одни исследователи связывали модифицирующее действие с восстановлением оксида кобальта до металлического кобальта, который служил центром кристаллизации; другие считали, что введение оксидов изменяет теллофизические свойства керамики формы. Попытки достичь эффективного поверхностного модифицирования способами, основанными на этих представлениях, оказались недостаточно успешными. В отливках наблюдались следующие дефекты:

1) высокий процент брака лопаток по поверхностным дефектам (неспай, газовые прострелы);

2) низкая стабильность и эффективность процесса модифицирования (разброс размера зерна и прочностных свойств материала).

В настоящей работе для выбора эффективной модифицирующей добавки на основании теории гетерогенного образования зародышей сформулированы основные требования, которым должны удовлетворять вещества, играющие роль катализаторов процесса образования устойчивых зародышей. Эти вещества должны иметь структурное соответствие, химически чистую и развитую поверхность, обладать меньшими значениями краевого угла смачивания, а также иметь высокую стабильность и инертность при контакте с расплавом. Из большой группы модификаторов наиболее предпочтительным является алюминат кобальта (СоАЬ04); он в полной мере удовлетворяет основным требованиям.

Для решения проблемы поверхностного модифицирования и, в конечном итоге, повышения работоспособности литых лопаток необходимо было последовательно решить следующие основные задачи:

1. Изучить механизм поверхностного модифицирования литейных жаропрочных сплавов алюминатом кобальта;

2. С учетом особенностей механизма модифицирования разработать высокоэффективный промышленный меюд получении дииш* ~~Д ^ мелкозернистой однородной макроструктурой, а именно:

а) создать методику контроля химического состава модификатора;

б) разработать процесс получения алюмината кобальта требуемого химического и гранулометрического состава;

в) провести комплексное исследование влияния основных технологических параметров процесса на эффективность и стабильность модифицирования;

3. Исследовать особенности формирования и состояния структуры литейного жаропрочного сплава ЖС6У при поверхностном модифицировании, оценить влияние этой структуры на уровень его служебных характеристик, установить оптимальный размер макрозерна, обеспечивающий максимальный прирост предела выносливости сплава ЖСбУ с поверхностным модифицированием и без модифицирования;

4. Внедрить разработанный процесс в серийное производство при литье лопаток ГТД с проведением технологических и длительных испытаний лопаток на изделии.

1.2. Изучение механизма поверхностного модифицирования

Общепринятый механизм модифицирования литейных жаропрочных сплавов не позволяет в полной мере объяснить воздействие различных добавок, вводимых в керамическую форму, на процесс образования устойчивых зародышей кристаллизации, что существенно затрудняет разработку высокоэффективного промышленного метода получения лопаток ГТД с мелкозернистой однородной структурой в поверхностном слое и выдачу технологических рекомендаций по подготовке, введению модификатора, плавке и заливке лопаток для стабилизации процесса измельчения зерна применительно к конкретным материалам литейных форм, конструкциям лопаток и типам плавильно-заливочного оборудования.

Известно, что все промышленные сплавы кристаллизуются гетерогенно при небольших степенях переохлаждения. Высота энергетического барьера заредышеобразования в этом случае определяется по формуле Фольмера:

AGKíríx.) = ДСК(ТОМогекное • f(8) (1.1)

образование)

где f(9) = 1/4(2 + cos9) ■ (¡ - eos0)2 (1.2)

- функция краевого угла смачивания 6, которая показывает, что чем меньше краевой угол смачивания сплавом подложки (формы), тем меньше энергетический барьер. Следовательно, энергетические характеристики поверхности раздела материал литейной формы - расплав оказывают определяющее влияние на работу образования зародышей, т.е. высоту энергетического барьера. Уменьшение угла смачивания приводит к увеличению вероятности образования стабильных зародышей кристаллизации и, как следствие этого, к росту их числа.

Исходя из этого, для установления механизма модифицирования и выяснения дополнительных факторов, определяющих стабилизацию процесса измельчения макрозерна, изучены физико-химические свойства поверхности материала формы в контакте с расплавом ЖС6У. С целью получения информации об изменении энергетических характеристик поверхности при введении модификатора определены равновесные термодинамические свойства

: 1 а|,ч/г^1)у 1V, рстпчоССоЫИ лрс^хи^г* ^АСЛ и, рй^ОТ«

адгезии \Уа), изучена кинетика растекания сплава ЖСбУ по материалу формы.

Модификатор вводили на поверхность литейной формы по следующим вариантам:

а) вариант № I - введение порошка оксидов кобальта (СоО, СогОэ, С03О4) или готового алюмината кобальта в состав керамической суспензии на основе электрокорунда;

б) вариант № 2 - пропитка готовой электрокорундовой керамики солевыми растворами хлористого или азотнокислого кобальта.

По данным рентгеноспектрального анализа при том и другом вариантах • введения модификатора на поверхности литейной формы после ее прокалки ' присутствует одно вещество - алюминат кобальта, но в зависимости от метода введения и исходного состояния модификатора он имеет различный размер частиц и разную степень однородности его распределения в керамике. Более высокая степень однородности и дисперсности распределения алюмината характерна для варианта № 2.

Результаты эксперимента по определению равновесных

термодинамических свойств поверхности раздела "литейная форма - расплав" представлены в табл. 1.1.

Характерной особенностью полученных данных является уменьшение времени установления равновесного краевого угла и улучшение смачивания поверхности литейной формы расплавом ЖС6У при введении в керамику литейной формы алюмината кобальта. Физическая основа этого явления состоит в том, что алюминат кобальта обладает структурным соответствием с кристаллической решеткой у- и у'-фаз сплава ЖС6У. Несмотря на то, что полученные данные о равновесных углах смачивания и поверхностном натяжении жидкого сплава не позволяют провести точные расчеты изменения работы гетерогенного образования зародышей в процессе кристаллизации из-за отсутствия сведений о межфазном натяжении на границе "сплав - материал формы", по ним можно оценить изменение соотношения работы гетерогенного 'зародышеобразования (\Vret.) на границе "сплав - форма" и работы гомогенного образования (\УГОм.). Детальные оценки могут быть получены на основе

известной формулы Фольмера (1.1 и 1.2), согласно которой работа гетерогенного зарождения твердой фазы меньше работы гомогенного зарождения. Например, при переходе от электрокорунда к алюминату кобальта, введенного в керамику да варианту № 2, отношение ^/гет.АУгчм. уменьшается в 1,6 раза при 1370°С и в 2,1 раза при 1470°С.

Таким образом, создание однородной мелкозернистой макроструктуры в литейных жаропрочных сплавах при применении поверхностного модифицирования алюминатом кобальта обусловлено существенным увеличением скорости образования центров кристаллизации в результате уменьшения работы гетерогенного зарождения, а скорость их образования для конкретного катализатора должна зависеть от суммарной площади гетерогенных центров в единице объема (размера частиц) и однородности их распределения, значения которых в нашем случае определяются состоянием и методом введения алюмината кобальта.

Таблица 1.1

Термодинамические и кинетические свойства на границе контакта "сплав ЖС6У - материал подложки"

Материал подложки Равновесный краевой угол смачивания, 0 (град), при температуре, °С Время Тр(мин) установления равновесия при 1370°С

1370 1470

Электрокорунд (АЬОз) 116 96 26

Электрокорунд 4-алюминат кобальта (СоАЬО«) (первый вариант) 102 87 20

А120з+СоА1а04 (второй вариант) 92 73 16

Полученные результаты по кинетике растекания капли ЖС6У по материалам формы позволяют заключить, что процесс растекания идет путем диффузионного наращивания адсорбционной пленки перед фронтом движущегося металла. Диффузионный характер процесса подтверждается полученной линейной зависимостью квадрата изменения радиуса растекающей капли (АК2) от времени (т). В работе определен коэффициент поверхностной диффузии ДмкжсбУ) - 4-Ю-6 см2/с. (1-1370°С), характеризующий подвижность атомов никеля и влияние на нее легирующих элементов. Исследование кинетики растекания сплава ЖС6У позволило установить дополнительные технологические параметры, влияющие на эффективность и стабильность измельчения зерна: весовую скорость заполнения формы металлом и время выдержки залитой формы под вакуумом. В работе исследовали теплофизические свойства материала формы (коэффициент теплопроводности, удельную теплоемкость, коэффициент температуропроводности). Показано, что введение в электрокорундовую керамику формы алюмината кобальта снижает коэффициент теплопроводности при 1200°С с 2,2 до 1,8 Вт/м град. Выполненный расчет эффективной теплопроводности формы показал, что уменьшение коэффициента теплопроводности первого слоя (при его толщине 0,1 от толщины стенки) практически не изменяет интенсивности теплоотвода от расплава. Представленные данные о физико-химических характеристиках поверхности формы, тепяофизических свойствах ее материала и кинетике растекания сплава ЖС6У позволяют сделать следующие выводы:

1) измельчение макрозерна в литейных жаропрочных сплавах при поверхностном модифицировании объясняется изменением комплекса поверхностных свойств на

границе контакта фаз в процессе кристаллизации, что приводит к существенному уменьшению работы гетерогенного зарождения и, следовательно, к увеличению скорости образования зародышей и измельчению зерна;

2) при разработке технологического процесса поверхностного модифицирования для повышения эффективности и стабильности измельчения литой структуры необходимо учитывать влияние исходного состояния и метода введения алюминаха кобальта в керамику литейной формы, а при заливке лопаток с поверхностным модифицированием предусмотреть выдержку залитого блока под вакуумом, которая требуется для получения минимальных значений краевого угла смачивания.

1.3. Разработка технологического процесса поверхностного модифицирования жаропрочных сплавов алюминатом кобальта при литье лопаток ГТД

Известно, что качество поверхностного слоя отливок так же, как размер зерна и однородность макроструктуры, оказывает существенное влияние на уровень предела выносливости и стабильность других служебных характеристик материала лопаток. Поэтому, наряду с оценкой влияния исходного состояния и способа введения модификатора в керамику литейной формы, методом Люм "А" контролировали состояния литой поверхности. Установлено, что количество точечных поверхностных дефектов в значительной степени определяется процентным содержанием несвязанной в модификатор (СоАЬОд) закиси кобальта (СоО). Эти дефекты образуются вследствие окислительно-восстановительных реакций на поверхности раздела "расплав - форма" между закисью кобальта и легирующими элементами, имеющими более высокое сродство к кислороду, чем кобальт. Определено, что максимально допустимое процентное содержание несвязанной закиси кобальта в алюминате не должно превышать 1,5%. Этим требованием руководствовались при разработке технологии получения алюмината кобальта необходимого химического состава. Установлено, что для получения алюмината кобальта требуемого химического состава по реакции

СоО + АЬОз СоАЬ04 (1.3)

синтез необходимо вести в избыточной области АЬОз диаграммы состояния СоО - АЬОз при отношении СоО/АЬОз, равном 0,6-0,7, и температуре выше 1100°С. Для приготовления модификатора требуемого химического состава, обеспечивающего получение качественной литой поверхности, смесь порошков окисидов кобальта и алюминия, состоящую из 60% (по массе) микропорошков электрокорунда марки М5, М7 или глинозема марки ГО, ГОО и 40% окисида кобальта (С02О3, С03О4), необходимо прокалить при температуре 1200-1300°С в течение 6-10 час. Прокаленную смесь после контроля химического состава просеивали и измельчали до требуемого гранулометрического состава.

Из проведенного исследования можно сделать заключение, что получение однородной мелкозернистой макроструктуры возможно . только при использовании алюмината кобальта с заданной удельной поверхностью, величина которой, в свою очередь, зависит от вида и удельной поверхности огнеупорного наполнителя керамической суспензии. С учетом этого были разработаны технологические схемы получения алюмината кобальта различного гранулометрического состава:

а) с удельной поверхностью от 4.000 до 8.ООО см2/г,

б) с удельной поверхностью от 8.000 до 12.000 смг/г.

При приготовлении ашомината кобальта с удельной поверхностью от 4.000 до 8.000 см2/г рекомендуется применять оксид алюминия в виде микропорошков электрокорунда марки М5, М7, время помола при этом составляет соответственно 24 и 60 час при соотношении загрузки (материал: шары) равном 1:2. Для получения модификатора с удельной поверхностью от 8.000 до 12.000 см2/г, а также повышения производительности труда за счет уменьшения времени иимола, сишез модификатора целесообразно проводить на глиноземе марки ГО, ГОО.

Определение оптимальных значений удельных поверхностей алюмината кобальта, его процентного содержания в зависимости от характеристик огнеупорных наполнителей керамической суспензии проводили по оптимальному размеру макрозерна и однородности макроструктуры. Установлено, что для создания в материале отливок однородной мелкозернистой макроструктуры необходимо применять алюминат кобальта с большей удельной поверхностью, чем у наполнителя керамической суспензии. Это способствует благоприятному распределению мелкодисперсных частиц алюмината кобальта по поверхности более крупных частиц огнеупорного наполнителя, созданию активной модифицирующей поверхности и расширенного контакта расплава с частицами алюмината кобальта, которые уменьшают работу гетерогенного зародышеобразования и тем самым увеличивают скорость их образования. В противоположном случае более крупные частицы алюмината кобальта экранируются мелкими частицами огнеупорного наполнителя, и расплав контактирует не с модификатором, а с огнеупорным наполнителем, в результате чего существенно снижается эффективность модифицирования. Показано также, что для получения однородной мелкозернистой макроструктуры с величиной зерна 0,1-0,5 мм, в случае применения в качестве наполнителя суспензий микропорошков электрокорунда с удельной поверхностью 3.500-4.000 см7г или цирконового концентрата с удельной поверхностью 1.500-1.600 см/г, следует вводить алюминат кобальта с удельной поверхностью 6.000-8.000 см2/г, а при использовании дистенсиллиманигового концентрата с удельной поверхностью 5.000-7.000 см!/г, удельная поверхность модификатора должна составлять 8.00012.000 см2/г.

Определенное влияние на размер зерна и однородность макроструктуры наряду с удельной поверхностью модификатора оказывает его процентное содержание в керамической суспензии. На основании найденной зависимости размера зерна от процентного содержания модификатора определено оптимальное содержание алюмината кобальта (10-13%, по массе) в суспензиях с различными огнеупорными наполнителями при постоянном отношении удельных поверхностей модификатора и наполнителя. С учетом оптимального процентного содержания модификатора откорректированы составы керамических суспензий (табл. 1.2) для различных огнеупорных наполнителей (электрокорунд, дистенсиллиманит, циркон). Стабильность и эффективность измельчения лигой макроструктуры зависит, наряду с перечисленными выше технологическими параметрами, также от перегрева заливаемого металла и температуры формы: уменьшение величины перегрева и температуры литейной формы при фиксированных значениях удельной поверхности и процентного содержания модификатора значительно улучшает однородность макроструктуры. Это объясняется тем, что при увеличении перегрева в связи с повышением диффузионной подвижности атомов скорость растворения потенциальных центров кристаллизации, созданных на поверхности литейной формы, увеличивается, что приводит к уменьшению количества стабильных зародышей кристаллизации.

Проведенные исследования равновесных • термодинамических характеристик (поверхностное натяжение, краевой угол смачивания, работа адгезии) и кинетики растекания сплава ЖС6У по материалу формы позволили установить дополнительные технологические параметры, оказывающие влияние ка эффективность изг^ельчения макрозерна (время выдержки залитого блока под вакуумом и скорость заполнения формы металлом). Продолжительность выдержки, скорость заполнения литейной формы определяли экспериментальным путем с учетом особенностей конструкции литейной формы и пяавильно-заливочного оборудования.

Таблица 1.2

Составы керамических суспензий с алюминатом кобальта

Материалы и состав суспензий Вязкость суспензии, сек 1-й слой 2-й слой последующие слои Объем, м3 10'в

Микропорошки электрокорунда (а-АЬОз) 13-15%М7, 40%М40; 35%М50-М63 10-13%СоА12С>4 18-17 17-15 18-15 50

90-88% дистенсиллиманита [АЬОзЭЮз] 10-12% СоАЬСЬ 50-45 40-35 35-25 100

90-88% цирконовый концентрат (&Ог йЮг) 10-12%СОАЬ04 50-45 40-35 35-25 100

Полученные результаты комплексного исследования основных технологических параметров модифицирования, включающего операции изготовления алюмината кобальта определенного гранулометрического и химического состава, введение его в керамику литейной формы, плавку и заливку лопаток, позволили разработать технологический процесс литья лопаток с мелкозернистой макроструктурой. На разработанный процесс выпущены две отраслевые технологические рекомендации: ТРЗЗО1231, ТР1.2.028-77. Рекомендованная технология поверхностного модифицирования жаропрочных сплавов при литье лопаток ГТД алюминатом кобальта позволяет эффективно

управлять процессом кристаллизации лопаток непосредственно в литейной форме и создать в материале лопаток однородную мелкозернистую макроструктуру.

1.4. Структура сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием

Образцы сплава ЖС6У, полученные точным литьем с поверхностным модифицированием, имеют на внешней поверхности однородную мелкозернистую макроструктуру с размером зерна 0,1-0,2 , мм вместо разнозернистой немодифицировашюй макроструктуры, у которой размер зерна меняется от 0,2 до 7 мм в зависимости от толщины стенок. Макроструктура продольных сечений образцов с поверхностным модифицированием характеризуется тонким строением с вытянутыми от поверхности образца к центру зернами. Плотность зерен на единице поверхности на порядок выше, чем у ^модифицированного материала.

Зерно сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием представляет собой дендрит у-фазы с осью 1-го порядка (оси 2-го порядка отсутствуют полностью или незначительно развиты), при этом зерна параллельны друг другу, что свидетельствует об их стабильной кристаллографической ориентации. Модифицированный материал характеризуется тонко-дендритной структурой, у которого расстояние между осями

1-го порядка, ширина междендритных областей в 4-5 раз меньше, чем у сплава ЖС6У без модифицирования. Структура сплава ЖС6У без модифицирования обладает развитой дендритной структурой о осями 1-го и т.д. порядка, причем оси

2-го порядка сильно развиты и сравнимы по величине с осями 1-го порядка. Рост дендритов у модифицированного сплава идет преимущественно в направлении развития осей 1-го порядка (т.е. в направлении противоположном теплоотводу), а оси 2-го порядка для своего развития не имеют соответствующих условий по причине высокой плотности стабильных зародышей кристаллизации.

Уровень предела выносливости литейных жаропрочных сплавов существенно зависит не только от размера зерна, степени однородности структуры, но и от микропористости. Поэтому было важно при оценке влияния поверхностного модифицирования на макроструктуру литейных жаропрочных сплавов изучить влияние модифицирования на объемную долю микропористости и размер пор.

Микропористость присуща большинству отливок; она обусловлена различием молярных объемов жидкой и твердой фазы при затвердевании, а также растворенными в расплаве газами. Малая растворимость газов в никеле и его сплавах, а также выплавка слитков в вакууме сводят к минимуму вероятность образования газовой пористости. Поэтому предполагается, что у литейных никелевых жаропрочных сплавов пористость носит преимущественно усадочный характер и зависит от условий и характера дендритной кристаллизации.

В работе исследовалось влияние процентного содержания алюмината кобальта в поверхностном слое керамической формы, температуры формы и температуры заливаемого металла, а также влияние конструкции литниковой системы (заливка сверху или через сифон) на микропорисгость в сплаве ЖС6У.

В общем объемная доля микропористости при отливке образцов без поверхностного модифицирования изменялась следующим образом: 1) при заливке сверху, с повышением температуры заливаемого металла с 1510°С до 1550°С при температуре формы 1100°С она возрастает с 0,5 до 0,75%. Применение литейных форм с температурой 1000°С при изменении температуры металла в том же диапазоне не влияет существенно на уровень микропористости;

Таблица 1.3

Среднестатистическое содержание А1, Со, Мо, W, Т1, N в осях дендрита, междендритном участке и ликвация в сплаве ЖС6У с поверхностным модифицированием

Состояние материала А1 Содержание легирующих элементов, % (по массе) Со Мо Сг \У И 1ЧЬ Размер зерна, мм

См/Со Кл См/Со К, См/Со Кя СУСо Кл См/Со Кл См/Со К, См/Со Кл

С поверхностным модифицированием (поверхность образца) 5,8 5,7 1,02 9,9 9,7 -1,02 1,3 1,2 1,08 10,2 9,7 -1,05 12,3 8,35 -1,47 2,2 1,83 1,2 0,95 0,66 1,44 0,1-0,2

Без модифицирования (поверхность образца) 6,0 5,7 1,05 10,9 9,98 -1,09 0,93 0,74 1,25 10,3 9,4 "1,1 12,6 7,1 -1,75 2,21 1,31 1,67 1,38 0,81 1,7 4-7

С поверхностным модифицированием (сердцевина образца) 5,4 5,2 1,04 10,7 10,1 -1,06 1,43 1,3 1,1 10,5 9,7 -1,08 12,6 7,76 -1,62 2,39 1,74 1,4 1,16 0,75 1,55 0,1-0,2

Без модифицирования (сердцевина образца) 5,6 5,2 1,08 10,6 9,65 -1,09 2,02 1,44 1,4 10,5 9,3 -1,13 12,1 6,9 -1,83 2,39 1,38 1,7 1,26 0,7 1,8 4-7

С„ 1 К, =----------; К' — --------

Со к*

Со - содержание элемента в оси дендрита; См - содержание в междендритном участке.

'2) при заливке сифоном, с повышением температуры заливаемого металла с 1510°С до 1550ПС при температуре формы 1000°С она уменьшается с 2,0 до 0,5%.

Исходя из полученных результатов были определены оптимальные параметры, которые обеспечивают минимальный уровень объемной доли микропористости, а именно:

1) Конструкция литниковой системы должна обеспечивать заполнение формы жидким металлом сверху.

2) Температура заливаемого металла 1530°С.

3) Температура литейной формы 1000"С.

При оптимальных значениях температуры формы (1000°С) и температуры заливаемого металла . 1530°С, а также при заливке сверху применение алюмината кобальта (процентное содержание модификатора 11%) позволяет уменьшить объемную долю микропористости с 0,5 до 0,25%, а размер пор уменьшается с 50 до 10 мкм.

Объемная доля микропористости в меньшей степени зависит от размера зерна и определяется при прочих равных условиях процентным содержанием модификатора на поверхности формы. Содержание модификатора влияет на плотность осей дендритов 1-го порядка. Высокая плотность осей дендритов 1-го порядка существенно затрудняет, а в поверхностном слое практически исключает рост осей 2-го порядка, что, в конечном счете, приводит к уменьшению объемной ; доли микропористости.

Микроструктура материала в обоих случаях характерна для сплавов ЖС: ^ у-твердый раствор, карбиды МеС, упрочняющая у'-фаза и неравновесная эвтектика у+у'. Однако в силу уменьшения размера дендритной ячейки сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием, все структурные составляющие, образующиеся в интервале температур между ликвидусом и солидусом, имеют более тонкое строение и однородное распределение по сравнению со структурными составляющими в немодифицированном материале. Таким образом, для структуры сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием характерно наличие мелких и однородных по размеру макрозерен, а также тонкое плотное дендритное строение с мелкодисперсными выделениями первичных структурных составляющих при минимальном уровне пористости. Оценка междендритной ликвации в сплаве ЖС6У с различным структурным состоянием, выполненная путем сопоставления среднестатического содержания элементов в осях дендритов и межосных участках, показала, что основными ликвирующими элементами в сплаве ЖС6У для обоих состояний являются вольфрам, титан, ниобий. Коэффициенты ликвации определяли как на поверхности, так и в сердцевине образца (табл. 1.3).

Из представленных в табл. 1.3 результатов следует, что степень однородности распределения элементов в материале с мелкозернистой макроструктурой существенно выше, так как найденные коэффициенты ликвации в этой структуре имеют более низкие значения по сравнению с коэффициентами ликвации для сплава ЖС6У с крупнозернистой структурой. Следовательно, процесс поверхностного модифицирования сплава ЖС6У алюминатом кобальта позволяет получать однородную мелкозернистую макроструктуру с высокой степенью однородности распределения легирующих элементов в объеме дендритной ячейки, что должно вызвать уменьшение значений характеристик рассеивания прочностных свойств материала и стабилизацию служебных характеристик на более высоком уровне.

Выполненный анализ контактных авторадиограмм и авторадиограмм высокого разрешения, а также электронно-микроскопические исследования

'показаяи, что пониженная (в 3 раза) по сравнению с немодифицированным материалов диффузионная проницаемость сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием связана с состоянием поверхностей раздела, а именно: отсутствуют оси дендритов 2-го порядка, вносящие существенный вклад в диффузионный поток. При поверхностном модифицировании формируется большое количество осей дендритов 1 -го порядка с весьма совершенными поверхностями раздела, благодаря чему они оказываются диффузионно неразличимы от самого тела зерна.

Для немодифицированного сплава ЖСбУ, т.е. при нормальном формировании границы дендрита, она (т.е. граница) вследствие менее совершенного строения проявляет себя высокой диффузионной проницаемостью.

Необходимо отметить, что в модифицированном сплаве субграпицы по сравнению с телом зерна практически не отличаются более высокой диффузионной подвижностью, что свидетельствует об их достаточно совершенном строении, а наличие на них карбидов, как и на границе зерна, дополнительно уменьшает диффузионный поток и стабилизирует субграницы.

1.5. Влияние поверхностного модифицирования на предел выносливости литейных жаропрочных сплавов

Влияние поверхностного модифицирования на уровень и стабильность служебных характеристик, в первую очередь предела выносливости, исследовали на группе литейных жаропрочных сплавов ЖС6У; ЖС6Ф; ВХ4Л; ВЖЛ-18 без применения термической обработки. Предварительную оценку влияния поверхностного модифицирования на предел выносливости проводили путем испытания гладких консольных образцов на изгиб в одной плоскости при 2()°С, база испытаний 2107 циклов. Уменьшение размера зерна, улучшение однородности литой структуры, уменьшение объемной доли микропористости позволили повысить предел выносливости сплавов: ЖС6У с 200 до 300 МПа: ЖС6-Ф с 220 до 300 МПа; ВХ4Л с 140 до 220 МПа; ВЖЛ-18 с 180 до 260 МПа.

Дальнейшее исследование зависимости предела выносливости от размера зерна, однородности структуры при комнатной и рабочих температурах проводили на сплаве ЖС6У, который является наиболее распространенным при литье лопаток ГТД на заводах отрасли. С целью определения влияния размера зерна, обеспечивающего максимальный прирост предела выносливости, отливали и испытывали на усталость при 20 и 900"С образцы сплава ЖС6У с размером зерна 4-7, 1-2 и 0,1-0,2 мм. Требуемого размера макрозерна в материале достигали за счет варьирования значениями основных технологических параметров поверхностного модифицирования. Определено, что предел выносливости сплава ЖС6У при размерах зерна 4-7, 1-2, 0,1-0,2 мм и температуре 20°С соответственно равен 140-160, 200-220, 280 МПа, а при 900°С 290-300, 330-340, 360-370 МПа. Таким образом, наибольший выигрыш по пределу выносливости при 20 и 900°С для сплава ЖС6У обеспечивает зерно размером 0,1-0,2 мм.

Для определения обобщенных характеристик усталости сплава ЖС6У (уравнения типичной линии выносливости:

lgN= e + e-lga (1.4),

полной дисперсии долговечности, темпа разупрочнения и т.д.) при 20 и 900°С в зависимости от состояния структуры материала, методом математической статистики анализировали параметры эмпирических линий выносливости. Обработке подвергали результаты испытаний при симметричном изгибе с вращением частных выборок образцов с поверхностным модифицированием

(размер зерна 0,1-0,2 мм) и без модифицирования (размер зерна 4-7 мм). Предварительно графическим методом, а также путем определения асимметрии и эксцесса проверяли гипотезу нормального распределения логарифма долговечности сплава ЖС6У. Графическая проверка, а также найденные значения асимметрии и эксцесса подтвердили гипотезу нормального распределения этой характеристики.. Согласно полученным результатам статистического анализа с применением критериев Бартлета, Фишера, Стьюдента, каждое состояние сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием и без модифицирования характеризуется своей типичной линией выносливости (табл. 1.4).

Подводя итог результатам статистической обработки параметров эмпирических линий выносливости сплава ЖС6У с различным типом структуры, необходимо отметить следующее:

1) при анализе уравнений типичных линий выносливости установлено, что сплав ЖС6У без модифицирования имеет более высокий темп разупрочнения при переменных нагрузках, чем сплав ЖС6У с поверхностным модифицированием, как при 20, так и при 900°С;

2) создание в сплаве ЖС6У путем поверхностного модифицирования оптимальной макро- и микроструктуры, снижение объемной доли микропористости позволяет существенно уменьшить темп разупрочнения, а также показатели разброса и повысить при этом предел выносливости материала при 20 и 900°С соответственно с 140-160 до 280 МПа, и с 290-300 до 360-370 МПа.

Применительно к сплаву ЖС6У с размером зерна 0,1-0,2 мм оценивали влияние процесса поверхностного модифицирования на уровень и стабильность других служебных характеристик, определяющих работоспособность лопаток ГТД: термостойкость, жаропрочность и кратковременные свойства при 20, 900 и 975°С.

Однородная регламентированная мелкозернистая макроструктура, создаваемая в сплаве ЖС6У путем поверхностного модифицирования, позволила повысить при 20 и 900°С соответственно:

- пластичность с 3,5 до 5,2 и с 4,0 до 5,6%,

- предел прочности с 1010 до 1130 МПа и с 827 до 898 МПа,

- предел текучести с 936 до 1000 МПа и с 783 до 820 МПа, а также

- термостойкость (1000 О 200°С, 30 с.) с 1800 до 2600 циклов.

Анализ характеристик рассеивания механических свойств сплава ЖС6У с различным типом структуры показал, что коэффициент вариации предела прочности и предела текучести в 1,5-3,5 раза ниже для материала с поверхностным модифицированием по сравнению со сплавом ЖС6У без модифицирования. Следовательно, поверхностное модифицирование сплава ЖС6У приводит к повышению уровня служебных свойств и снижению характеристик их рассеивания.

Разработанный процесс оптимизации структуры сплава ЖС6У одновременно с получением однородной мелкозернистой макроструктуры с минимальным уровнем микропористости способствует улучшению состояния границ зерен и уменьшению ликвационной неоднородности, что приводит к уменьшению ползучести и соответствующему увеличению долговечности при испытании на длительную прочность (стр = 230 МПа, Т = 975°С) до 96 час вместо 62 час. Повышение всего комплекса служебных свойств и уменьшение характеристик их рассеивания в широком диапазоне рабочих температур вызвано не только уменьшением размера зерна и расстояния между осями дендритов ¡-го порядка, а также тем, что при поверхностном модифицировании основные структурные составляющие имеют более тонкое строение. Кроме того, в этом

Таблица 1.4

Типичные характеристики выносливости сплава ЖС6У с различным типом макроструктуры

Состояние материала, Размер макро'лерпа, ММ Температура испытания, °С Среднее значенее ig N lg а Угловой коэффициент регрессии ~в Уравнение линии регрессии /g N = а + в lg а Дисперсия показателей внутри одной плавки Б]' Дисперсия между утло выми коэффициентами Эг2 Полная дисперсия S2

Без модифицирования 4-7 20 900 6,8761 6,7032 1,3060 1,5038 2,57 13,3 lg N = 10,24-2,57 lg а-lg N = 26,8-13,3/gc- 0,09063 0,26951 0,13652 0,1574 0,09451 0,26328

С поверхностным модифицированием 0,1-0,2 20 900 6,6608 6,6339 1,5198 1,6198 6,27 25,24 feN = 16,39-6,27 lg er lg N= 46,70-25,24 lg а 0,8428 0,2501 0,04121 0,1031 0,07907 0,23258

состоянии сплав ЖС6У характеризуется высокой степенью однородности распределения легирующих элементов и существенным улучшением состояния и структуры границ зерен. Последнее обстоятельство привело к снижению скорости диффузионных процессов, в результате чего уменьшилась скорость ползучести и значительно уменьшился темп разупрочнения сплава ЖС6У при рабочей температуре.

Для окончательного решения о целесообразности применения поверхностного модифицирования при литье лопаток ГТД, на основании полученных результатов усталостных испытаний натурных лопаток и длительных испытаний на изделии была проанализирована эффективность влияния разработанного процесса па работоспособность наиболее распространенных конструкций монолитных и охлаждаемых лопаток. Опробование поверхностного модифицирования при литье лопаток I ступени соплового аппарата изделия "Р", I ступени турбины изд. "55", "77", монолитных лопаток турбины III ступени изд. "57", IV ступени изд. "Р" показало, что:

- термостойкость лопаток I ступени соплового аппарата изд. "Р" (испытания 1050 О 100°С, 30 с.) возросла в 2.2 раза;

- предел выносливости лопаток турбины I ступени изд. "55", "77" при 800°С увеличился с 230 до 260 МПа;

- конструктивная прочность лопаток III ступени изд. "57" при растяжении увеличилась в 2 раза;

- предел выносливости лопаток IV ступени изд. "Р" повысился с 120 до 220 МПа (испытания по 3-му обергону).

По результатам усталостных испытаний лопаток IV ступени изд. "Р" в зависимости от исходного состояния материала найдены уравнения регрессии линий выносливости лопаток, так:

а) для лопаток без модифицирования

^N=13,7-5,9^0 (1.5)

при среднем квадратичном отклонении логарифма долговечности (Б ¡ех) равном 0,3434;

б) с поверхностным модифицированием

^N = 25,5-13,6^0 (1.6)

яри Б ^ — 0,1702. Анализ параметров уравнений регрессий (1.5; 1.6) показал, что материал лопаток IV ступени изд. "Р" без модифицирования имеет больший темп разупрочнения (~ в 2 раза) при переменных нагрузках, чем материал с поверхностным модифицированием. При этом у лопаток с мелкозернистой макроструктурой наблюдается меньший разброс значений логарифма долговечности.

Вместе с тем достичь на охлаждаемых лопатках такого прироста предела выносливости (70-100 МПа), который был получен на точнолитых образцах и монолитных лопатках, не удалось. Анализ причин усталостного разрушения показал, что око, как правило, происходит с внутренней поверхности, несмотря на то, что внутренняя поверхность имеет более низкий уровень напряжений изгиба.

Основной причиной зарождения трещин на внутренней поверхности охлаждаемой лопатки, наряду с наличием повышенной концентрации напряжений от конструктивных элементов (штырьков, ребер и т.д.), является более грубая по сравнению с внешней поверхностью структура материала лопатки, которая сохраняется и в случае применения поверхностного модифицирования.

С целью существенного повышения предела выносливости и исключения возможности зарождения трещины на внутренней поверхности в диссертационной работе применительно к охлаждаемым лопаткам разработан

процесс двухстороннего модифицирования и предложен принципиально новый метод введения модификатора на рабочие поверхности керамического стержня и литейной формы, обеспечивающий максимальную эффективность измельчения литой структуры. Нанесение модификатора на керамический стержень в зависимости от его состава осуществляли в однокомпонентном растворе соли кобальта или многокомпонентном растворе солей кобальта и алюминия с последующей тепловой обработкой при температуре выше 1100°С в течение 2 час. Проведенные усталостные испытания лопаток I ступени изд."99" показали, что двухстороннее модифицирование позволило повысить их предел выносливости (табл. 1.5).

Таблица 1.5

Предел выносливости лопаток I ступени изд. "99" (база 2 107 циклов, 20°С)

Состояние материала лопаток Предел выносливости С-1 МПа Место разрушения

Без модифицирования С поверхностным модифицированием Двухстороннее модифицирование 145 170-180 230-240 Выходная кромка изнутри То же Выходная кромка снаружи

Таким образом, разработанные процессы поверхностного и двухстороннего модифицирования материала лопаток являются мощным резервом повышения их работоспособности.

РАЗДЕЛ 2. РАЗРАБОТКА ВЫСОКОГРАДИЕНТНОГО ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА ЛИТЬЯ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ЛОПАТОК ГТД С ВЫСОКОЙ СТЕПЕНЬЮ СТРУКТУРНОГО СОВЕРШЕНСТВА И ДИСПЕРСНОСТЬЮ ДЕНДРИТНОЙ

СТРУКТУРЫ

2.1. Состояние вопроса и постановка задачи исследования

Применение метода направленной кристаллизации при литье монокристаллических лопаток ГТД с заданной кристаллографической ориентацией позволило повысить работоспособность высокотемпературных, высокооборотных авиационных турбин. Основанием для использования метода направленной кристаллизации, применительно к литью турбинных лопаток,

послужили исследования механизмов высокотемпературной деформации литейных жаропрочных сплавов с равноосной структурой. В частности рядом авторов было показано, что разупрочнение материала в процессе ползучести в первую очередь связано со стоком вакансий и дислокаций на границы зерен, ориентированные перпендикулярно оси действующих напряжений, диффузионная подвижность на которых на несколько порядков выше, чем в объеме зерна. В связи с этим сплавы с монокристшшической структурой обладают более высокой длительной прочностью, так как в них отсутствуют поперечные границы зерен, по которым происходит высокотемпературное разрушение.

Однако даже полное устранение из лопатки большеугловых границ путем применения технологии монокристашшческого литья не позволяет для жаропрочных сплавов с традиционным легированием (т.е. содержащих в своем составе элементы - упрочнители границ зерен) реализовать в полной мере потенциальные возможности материала, особенно по пределу выносливости (табл. 2.1).

Большинство разрушений монокристаллических лопаток ГТД носит усталостный и термоусталостный характер.

Известно, что никелевые жаропрочные сплавы деформируются неравномерно. Неравномерная деформация может быть вызвана неметаллическими включениями, карбидами больших размеров, эвтектическими фазами, а также микропористостью. Основной причиной локализованного "размягчения" в никелевых жаропрочных сплавах является низкое отношение предела выносливости к пределу текучести (см/сод). Увеличение долговечности литых монокристаллических лопаток турбины требует разработки способов уменьшения локализации деформации, т.е. увеличения отношения (0.1/00,2) за счет устранения карбидов, уменьшения объемной доли микропористости. Анализ причин усталостных и термоусталостных разрушений показал, что источниками зарождения усталостных микротрещин являются, как правило, карбиды или микропоры усадочного происхождения. С учетом этого, как у нас в стране, так и за рубежом, были разработаны специальные монокристаллические жаропрочные сплавы, практически не содержащие углерода, а также легирующих элементов, упрочняющих границу зерна (ЖС40; ВКНА-1В; ЖС36; СМЙХ-4; Р\УА1484ит.д.).

Большинство усталостных разрушений специальных монокристаллических сплавов при повышенных температурах происходит под действием деформаций, локализованных в окрестностях пор. В этих сплавах отсутствуют карбиды и основным источником концентрации напряжений и, как следствие этого, причиной зарождения усталостных трещин являются микропоры.

Другим дефектом структуры монокристаллических сплавов, от которого может возникнуть разрушение, явлются субграницы и степень их разориентацки. Снижение степени разориентации субзерен (Да) или, что то же самое, повышение степени структурного совершенства монокристалла дает дополнительные возможности повышения прочностных характеристик сплава. Распределение пор, их размер и эволюция в процессе эксплуатации лопаток зависят от условий кристаллизации (температурного градиента, скорости кристаллизации), а также от коэффициента объемной усадки сплава. При дендритной кристаллизации жаропрочные сплавы склонны к ликвации, обусловленной обогащением расплава перед фронтом кристаллизации компонентами, понижающими температуру плавления. Это приводит к различию состава осей дендритов и межосного пространства. Для повышения усталостной прочности монокристаллов необходимо уменьшить объемное содержание и размер пор, а также улучшить ликвационную и структурную однородность материала за счет подбора

Таблица 2.1

Предел выносливости литых лопаток I ступени ТВД изделия "99" (лопатка № 270) (база 2 107 циклов; температура испытаний 293К)

Техноологический процесс литья лопаток Сплав Максимальная рабочая температура сплава, "С Макроструктура Предел выносливости, МПа Характер разрушения

Без модифицирования ЖС6У 1000 Поликристаллическая неоднородная (размер зерна от 2,0 до 25 мм) 140- 150 С внутренней поверхности

Поверхностное модифицирование ЖС6У 1000 Поликристаллическая однородная, (размер зерна от 0,5 до 1,0 мм) 170- 180

Двухстороннее модифицирование ЖС6У 1000 Пояикристаллическая однородная как с внешней, так и с внутренней поверхности; (размер зерна 0,5 до 1,0 мм) 230 - 240 С внешней поверхности

Монохристалическое литье ЖС32 1100 Монокристалл <001>; а <10 град 150-140 С внутренней поверхности

оптимальных режимов направленной кристаллизации и термической обработки. После литья монокристаллические лопатки из никелевых жаропрочных сплавов имеют специфическую дендритную структуру. Основными параметрами, определяющими процесс направленной кристаллизации при литье монокристаллических лопаток, являются температурный градиент (С,) и скорость перемещения фронта роста (Я). Отношение этих величин (СггЖ) определяет тип формирующей структуры: плоский фронт, ячеистый, дендритный, дендритно-ячеистый. Последний тип характерен для отливки монокристаллов жаропрочных сплавов, получаемой при тех температурно-скоростных параметрах, которые приемлемы для массового производства лопаток.

Качественное объяснение изменений, происходящих на фронте кристаллизации в зависимости от скорости (Я), температурного градиента (Сг) и интервала кристаллизации (АТ), дает критерий концентрационного переохлаждения.

Кристаллизация осуществляется плоским фронтом, при условии:

в, ДТ

_ > - (2.1)

К Р

где: 02 - температурный градиент;

О - коэффициент диффузии, контролирующий процесс кристаллизации;

Я - скорость кристаллизации;

ЛТ - интервал кристаллизации.

При нарушении условия (2.1), т.е. при Сг ' ЛТ

- < - (2-2)

К О

происходит искажение плоского фронта и появляегся вероятность образования ячеистой или дендритной форм поверхностей раздела. Нарушение условия (2.1) может также стимулировать зарождение новых центров кристаллизации перед фронтом в связи с развитием концентрационного переохлаждения.

Для анализа процесса направленной кристаллизации при концентрационном переохлаждении ряд авторов установили критерий формы фронта, который описывается уравнением:

Ох ЛТ

__= КФ ______(2.3)

К О

Коэффициент формы:

а - О

Кф =----(2.4)

И ЛТ

Из выражения (2.4) видно, что при Кф > 1 кристаллизация идет плоским фронтом, а при Кф < 1 кристаллизация идет с ячеистой или дендритной формой поверхности. Анализ приведенных закономерностей показывает, что управляя температурным градиентом и скоростью кристаллизации можно управлять структурным состоянием материала лопаток, а также обеспечивать путем увеличения температурного градиента и скорости роста формирование совершенной монокристаллической структуры.

При разработке технологического процесса литья лопаток с монокристаллической структурой широкое применение за рубежом получил метод Бриджмена-Стокбаргера. По этому методу керамическая форма с

кристаллоотборником устанавливается на водоохлаждаемый медный кристаллизатор, который одновременно выполняет и роль дна формы. Кристаллизатор с формой перемещается с заданной скоростью из зоны нагрева в зону охлаждения за счет чего из множества кристаллов путем естественного отбора формируется монокристаллическая структура. Основные параметры процесса: скорость кристаллизации К =5-10 мм/мин, температурный градиент на фронте Сг=2и-40"С/см.

При производстве монокристаллических лопаток ГТД в России применяются методические печи (типа ПМП-2) и установки с жидкометаллическям охладителем (установка УВНК-8П). Отечественная технология получения монокристаллической структуры принципиально отличается от зарубежной тем, что монокристаллическая структура передается отливке от затравочного кристалла практически любой требуемой ориентации. В печах ПМП-2 процесс направленной кристаллизации осуществляется за счет горизонтального перемещения керамических форм в убывающем по высоте температурном поде. Процесс характеризуется низким температурным градинетом на фронте кристаллизации С=10-20°С/см и малыми скоростями кристаллизации К=4 мм/мин.

На установках УВНК-8П процесс направленной кристаллизации осуществляется путем вертикального перемещения керамической формы из зоны нагрева в ванну с жидкометашшчесющ охладителем (расплав алюминия). При этом процесс направленной кристаллизации ведется в условиях более высокого температурного градиента С=40-б0°С/см и больших скоростей К=20 мм/мин. Анализ состояния структуры и уровня свойств показал, что повышение температурного градиента благодаря применению жидкометаллического охладителя обеспечило повышение усталостных и прочностных характеристик монокристаллических жаропрочных сплавов.

Таким образом дальнейшее повышение температурного градиента при оптимальных скоростях дендритного роста - существенный резерв увеличения предела выносливости монокристаллических безуглеродистых жаропрочных сплавов. Это связано с тем, что при направленной кристаллизации в условиях высокого температурного градиента (0=200-250°С/см) значительно уменьшается количество и размер микролор, образующихся в междендритном пространстве, что приводит к уменьшению вероятности появления трещин и тем самым способствует повышению предела выносливости монокристалла и увеличению долговечности рабогы лопаток. С учетом этого были поставлены задачи по разработке научных основ процесса высокоградиентной направленной кристаллизации жаропрочных сплавов с совершенной монокристаллической структурой, по исследованию влияния температурного градиента на фронте роста на структурную и ликвационную неоднородность, размер, количество и состав фаз, на уровень микропористости, диффузионную подвижность элементов структуры, а также на свойства монокристаллов, в первую очередь, предел выносливости.

Одновременно, ставилась задача создания головного образца модульной высокоградиентной установки нового поколения для литья лопаток с монокристаллической структурой, а также отработка технологических параметров получения монокристаллических лопаток в условиях высокоградиентной направленной кристаллизации.

2.2. Пути повышения степени структурного совершенства монокристаллических отливок

Степень структурного совершенства отливки определяется, прежде всего, на стадии зарождения монокристаллической структуры. Существуют два способа получения монокристаллической структуры заданной ориентации, применяемые в технологии литья турбинных лопаток методом направленной кристаллизации:

1. Способ отбора, при котором монокристаллическая лопатка формируется от одного столбчатого кристалла <001>, выбранного из множества столбчатых зерен с помощью кристаллоотборника специальной конструкции. Совершенно очевидно, что такой метод позволяет получать только отливки турбинных лопаток с кубической аксиальной ориентацией. Другие ориентации отливок или заданную азимутальную ориентацию в отливке <001 > в данном случае получить практически невозможно. Указанный способ получения монокристаллов нашел преимущественное применение в зарубежных технологиях, например на фирме РгаПЛШтеу.

2. Затравочный способ, при котором монокристаллическая структура передается к отливке от специального затравочного кристалла (затравки), имеющего заданную кристаллографическую ориентацию. С использованием затравки можно получать отливки практически любой заданной ориентации. Заданная азимутальная ориентация, при этом, может также варьироваться в пределах, допустимых кристаллографии. Данный способ применяется в отечественных технологиях монокристаллического литья. В качестве материала затравки используется бинарный сплав №-30%\У, имеющий температуру плавления на 120°С • выше температуры ликвидуса жаропрочных никелевых сплавов.

С целью - определения основных направлений повышения степени структурного совершенства проводились сравнительные исследования монокристаллов, полученных способом отбора и с помощью затравки. Для получения монокристаллов способом отбора была использована наиболее распространенная конструкция кристаллоотборника в виде двух виткового спирального литникового ■ хода (геликоид). Конфигурация такого кристаллоотборника и схема препарирования отливки для рентгеноструктурного исследования показана на рис.2.1. Стартовая часть отливки состоит из трех частей:

1 - стартера высотой 30-35 мм в виде цилиндра или параллепипеда;

2 - собственно кристаллоотборника в виде двух витковой спирали диаметром 5 мм с углом подъема витка 35-40 град;

3 - конуса-кристалловода, который служит для подвода монокристаллической структуры, сформированной кристаляоотборником, в полость формы, образующей отливку- слиток или лопатку.

В стартере происходит формирование структуры, представляющей собой множество столбчатых зерен с аксиальной ориентацией. Формирование такой ростовой текстуры <001 > происходит в результате конкурентного роста, когда кристаллы с ориентацией близкой к <001>, оттесняют зерна с ориентацией, удаленной от этого направления. Для получения достаточно четкой текстуры <001> необходимо в основании стартера добиться множественного зародышеобразования, что достигается высокой скоростью охлаждения расплава при заливке его в литейную форму, дном которой является металлическая водоохлаждаемая плита-холодильник. Как показали рентгеноструктурные исследования, проведенные со снятием дифрактограмм качания (табл.2.2), в основании стартера разброс углов отклонения <001> дендритов от направления

I - стартер, высота 30 мм в виде цилиндра или параллепишда

II- кристаллоотборник - геликоид в виде 1,5-2 витков спирг ли диаметром 5 мм, высота равна высоте стартера

Ш - конус- кристалловод.

1...12 номера сечений для оценш структурного совершенства

Рис 2.1

Схема препарирования слитка для рентгеноструктурного исследования по высоте стартовой зоны

Таблица 2.2

Результаты рентгеноструктурного исследования процессов формирования ростовой структуры в стартовой зоне (геликоиде) монокристашшческой отливки

№ Ориентационные параметры, *

Исследуемая сечений Тип град. Примечание

зона слитка по структуры

рис.2.1 СС001 Лаки (Дшо.)0'5 (АаооО"."

Стартер 1 Равноосная 55 _ _ Множество от дельных

рефлексов

2 Столбчатая

структура НК - 41 - - То же

3 Тоже 21,5 - - п

4 ч - 15 - -

5 - 12 - - 17 ^

6 - 10 - -

Геяикоид- 7 Столбчатая 16-17 Несколько отдельных или

перекрывающю рефлексов

кристалло- 8 Монокристаллическая 5 - 1.2; 1,3 2,5; 2,5 Простой с зазубринами рефлекс

отборник

9 7,8 - 1,3; 1,5 1,8; 2,0 Простой гладкий рефлекс

10 2,8 - 1,2; 1,2 1,5; 1,7 Тоже

Конус- И Монокристаллическая 6,4 „ 1,8; 1,8 2,5; 2,5 Простой гладкий рефлекс

кристалловод

12 4,0 - 1,3; 1,5 2,0; 2,0 То Ж'!

* аоо1 - отклонение <001 > дендрита от направления кристаллизации; Ламм - разброс отклонения от разных дещритов, (Даоо!)"'5 и (Лаос)"-"; - ширина рефлекса на 1/2 и 1/4 его высоты.

кристаллизации составляет ~ 54 град, т.е. структура является равноосной. В верхней части стартера эта величина составляет ~ 10-12 град и практически не изменяется при увеличении длины стартера с 30 до 50 мм. Указанное отклонение аксиальной текстуры <001 > от направления кристаллизации определяет достигаемую способом отбора точность ориентации отливки, рапную 10-12 град.

Процесс отбора одного кристалла идет следующим образом: в наклоненный

jlfiinriAVDoin ХОД npC^ux.1 ¿ivi ОСп »лОд» С» иОрлдлс* ОдгхОл О СТОЛОчсшл^

зерна, от которых развиваются новые оси 1-го порядка. Дифрактограммы качания, снятые от какой-либо кристаллографической плоскости, позволяют оценить структурное совершенство монокристалла. Так, высокосовершеиному кристаллу соответствует узкий рефлекс, состоящий из одного пика (простой рефлекс). Дифрактограмма сильнофрагментированного кристалла состоит либо из одного простого рефлекса, но большой угловой ширины, либо из отдельно стоящих или накладывающих друг на друга пиков. Последний случай классифицируется как сложный рефлекс, каждый пик которого соответствует отражению от одного крупного субзерна в монокристалле.

В основании кристаллоотборника наследуется структура стартовой зоны, однако после первого яолувитка спирального литникового хода (геликоида) формируется монокристалл, совершенство которого с каждым последующим полувитком повышается, так что в последнем сечении (на выходе из кристаллоотборника) образуется весьма совершенная структура, характеризующаяся простым узким рефлексом, с угловой шириной на половине высоты,' равной ~1,2 град (рис.2.2,а). Отклонение ориентации от <001> в полученном монокристалле составляет ~Ю град. Повышение структурного совершенства по мере роста монокристалла в "геликоиде" указывает на то, что в нем происходит отбор не только одного зерна, но и уменьшается количество субзерен. Другими словами, формирование такой совершенной (для дендритно-ячеистого роста) структуры объясняется не только тем, что кристаллоотборник отбирает только одно зерно, но и тем, что он выделяет более мелкую структурную составляющую того же зерна (например, одну или несколько дендритных осей 2-го порядка), из которой затем и формируется весь монокристалл, т.е. в отливку прорастает структура, зародившаяся от области размером ~20-30 мкм, наличие ростовых дефектов в которой маловероятно. Таким образом, способ отбора позволяет получить достаточно совершенную монокристаллическую структуру <001> без крупных субзерен с точностью ориентации aooi~10 град.

Результаты исследования структурного совершенства ряда монокристаллов, полученных с применением Ni-W, затравок показали, что, наряду с достаточно совершенной структурой, могут возникать фрагментированные монокристаллические отливки. Конфигурация рефлекса в этом случае характеризуется наличием нескольких пиков, т.е. это указывает на наличие фрагментов или субзерен, сравнимых по размеру с площадью исследуемой поверхности. Для того чтобы выяснить причины повышенной фрагментированности, было проведено сравнительное исследование рабочих поверхностей затравок, вскрытых после кристаллизации отливок. В результате этих исследований было обнаружено, что в затравках, формирующих достаточно совершенный монокристалл, наблюдается полное смачивание расплавом ее рабочей поверхности. На затравках от фрагментированных кристаллов наблюдаются признаки плохого смачивания рабочей поверхности или отсутствие контакта на границе расплав - затравка.

Результаты микрорентгеноспектральното анализа показали наличие в последнем случае образовавшегося в процессе нагрева формы под заливку налета на поверхности затравки, состоящего преимущественно из смеси оксидов алюминия и кремния. В момент заливки металла в форму пленка в отдельных

Рис. 2.2 Дифрактограммы качания монокристаллического слитка ориентации <001>, полученного с помощью кристаллоотборника (а) и комбинированным метолом "затоавка-геликоид'Чб)

местах разрушается, и в этих местах происходит передача структуры от затравки. Вероятно, подобное локальное зарождение монокристаллов от нескольких точек (мест разрушения пленки) приводит к образованию фрагментированной структуры. Образование оксидных пленок может быть связано с испарением субоксидов из формы при нагреве ее в вакууме, с последующей их конденсацией в виде оксидов на относительно холодной части формы-затравка.

При иишим мшшс расплава I. .згиришшй ирож-лодт нормальная передача структуры к отливке. Появление посторонних налетов делает этот контакт неполным, в результате чего происходит образование в отливке достаточно крупных субзерен с общей разориентацией ~2,5 град. Заданная ориентация передается отливке с точностью ~5 град, что в два раза выше, чем в случае использования кристаллоотборника.

Анализируя вышеизложенные результаты, не трудно прийти к выводу, что стабильное получение высокосовершенных монокристаллов (Аа^ 1,0-1,2 град) любой заданной ориентации с точностью а-3-5 град можно осуществить, используя комбинированный способ зарождения, включающий использование затравки и кристаллоотборника ("затравка-геликоид").

Основной задачей при разработке комбинированного способа зарождения был выбор конструкции кристаллоотборника вместе с затравкой. При этом учитывались следующие обстоятельства:

1. Поскольку к кристаллоотборнику (геликоиду) в данном случае подводится не столбчатая, а монокристаллическая структура от затравки, то число витков спирали можно уменьшить до одного.

2. Рабочее сечение спирального хода должно быть минимально, поскольку это уменьшает вероятность попадания в него границ субзерен с затравки, а также снижает интенсивность массопереноса через газовую фазу, приводящего к образованию налетов на торце затравки.

3. Чтобы уменьшить возможность образования посторонних кристаллов в самом геликоиде целесообразно увеличить угол подъема спирали до 50-60 град.

4. Общие габариты кристаллоотборника должны быть таковы, чтобы вписаться в отработанную конструкцию литейного блока, с минимальной переделкой последнего.

Исходя из вышесказанного, были выбраны следующие характеристики кристаллоотборника: число витков 1; диаметр литникового хода 1,5-2,0 мм; угол наклона 60 град.

Поскольку выполнить такой литниковый ход путем прессования из модельной массы затруднительно из-за малой прочности последней, то был выбран вариант изготовления его из керамики. Было решено выполнить кристаллоотборник в виде керамической вставки, которая после обжига устанавливалась бы в литейной форме вместе с затравкой. Керамические вставки изготовлялись следующим образом: керамическая масса из порошков электрокорунда с пластификатором запрессовывалась в прессформу, а затем после разборки прессформы отпрессованная вставка свинчивалась с металлического вкладыша, оформляющего спиральный литниковый ход.

Применение вставки-кристаллоотборника вместе с затравкой потребовало только увеличение высоты затравочной полости литейной формы с 6 до 18 мм. На рис. 2.3 показана схема литейной формы с установленной в затравочной полости вставкой геликоидом и затравкой. На верхнем торце вставки выполнено углубление, служащее для передачи структуры в полость конуса-кристалловода. Опробование комбинированного метода получения монокристаллов с высокой степенью структурного совершенства (затравка-геликоид) проводилось на установке для направленной кристаллизации УВНК-8П. Литейные формы для

1 - затравочная полость

2 - затравка

3 - керамическая вставка (А1,Оз),

формирующая кристаллоотборник

4 - керамическая форма

5, 6 - конические углубления п керамической вставке

7 - зазор между керамической

вставкой и литейной полоотью

8 - конус-кристалл овода формы

Рис. 2.3. Схема литейной формы с установленной в затравочной полости вставкой - геликоидом и

затоавкой

отливки цилиндрических заготовок с монокристаллической структурой изготовлялись по серийной технологии из керамики на основе электрокорунда. В удлиненную затравочную полость последовательно устанавливались керамическая вставка и затравка из сплава №-30%\¥, которые закреплялись в форме массой из микропорошка электрокорунда и гидролизованного раствора этилсиликата. Температурно-скоростные параметры процесса направленной кристаллизации практически не менялись, было только скорректировано исходное положение формы, с учетом увеличения ее длины за счет вставки-кристаллоотборника. При опробовании метода были получены монокристаллические заготовки трех основных ориентации <001>, <011>, <111> из безуглеродистого монокристаллического сплава ЖСЗб. На рис. 2.2,6 представлена типичная конфигурация рефлекса для монокристалла, полученного по новой технологии. Во всех случаях наблюдаются "простые" рефлексы с угловой шириной на половине высоты Аа=1,0-1,5 град, т.е. подученные монокристаллы имеют высокую степень структурного совершенства, характерную для способа отбора. При этом получается любая заданная ориентация отливки с точностью до 3-5 град.

Таким образом, в комбинированном методе удалось реализовать все преимущества способов-прототипов и существенно уменьшить присущие им недостатки. Разработанный комбинированный метод получения монокристаллов с высоким структурным совершенством (затравка-геликоид) защищены патентом России.

■ 2.3. Влияние режимов направленной кристаллизации на микропористость ионокристаллических отливок из жаропрочных

сплавов

ь Как уже отмечалось выше микропористость присуща большинству отливок из различных металлов и сплавов. Однако, объемное содержание пор в сплавах с направленной и монокристаллической структурой много меньше, чем при равноосной структуре, так как при направленной кристаллизации расплавленный металл постоянно питает микроскопически плоскую поверхность раздела расплав; - твердая фаза. В монокристаллах с дендритной структурой поры зарождаются в основании дендритов, где течение расплава затруднено из-за перекрытия междендритных каналов осями 2-го порядка. Исследование микроструктуры монокристаллов безуглеродистых сплавов ЖСЗб (РФ) и СМ5Х-4 (США), полученных в широком интервале аксиальных температурных градиентов (Сг) и скоростей роста (К), позволило выделить две группы пор: микронесплошности неправильной формы на границах эвтектических колоний и твердого раствора, и микронесплошности аналогичного вида, расположенные в у-твердом растворе на стыке осей 2-го порядка соседних дендритов.

Локализация пор в междендритных участках свидетельствует о том, что происхождение пор связано с усадкой последних порций расплава. Известно, что сложиолёгировашше жаропрочные сплавы кристаллизуются в достаточно широком; интервале температур, АТ=Ть - Тя, где Ть; Тб - температуры ликвидус и солидус • (рис.2.4, а). Кристаллизация сплава начинается с образованием дендритных осей 1-го порядка и заканчивается затвердеванием расплава в междендритных областях. Оси дендритов 1-го порядка образуют систему параллельных капилляров, заполненных расплавом, состав которого отличается от состава осей дендритов, вследствие дендритной ликвации. По мере затвердевания расплава, питание междендритных областей затрудняется и, в конечном! итоге, может быть перекрыто полностью осями дендритов более

в = 40 - 60 С/см дТ = 40°С

в = 200 - 220 С/см лТ = 4С°С

х

Рис 2.4 Схема дендритной кристаллизации при направленном теплоотводе (а) и особенности влияния температурного градиента на формирование структуры сплава ВКНА -1В (б, в)

высоких порядков. Затвердевание последних порций расплава в замкнутых объемах сопровождается усадкой с образованием микронесплошностей.

В первом приближении было принято, что объемная доля микропористости зависит от скорости охлаждения, т.е. от произведения температурного градиента на скорость роста. Однако при построении графика в координатах объемная доля микропористости (%У) - скорость охлаждения (О • к) не удалось найти

лоррсляциипмии люи^-пмиС! п между лшм всличиламп. а I см и > даппшл

табл.2.3 следует, что объемная доля микропористости снижается при увеличении температурного градиента на фронте кристаллизации.

Такая зависимость характерна как для сплава ЖС36, так и для сплава СМЭХ-4. Подобный характер изменения пористости в зависимости от в и Я качественно согласуется с общепринятой моделью кристаллизации расплавов. Как известно, при повышении температурного градиента и уменьшении скорости роста, дендритный рост подавляется и кристаллизация переходит в область ячеистого или плоского фронта. В первом случае усадочная пористость должна быть меньше, а во втором - вообще отсутствовать.

На основе модели течения расплава в междендритных каналах, был выведен параметр ЛР, характеризующий сопротивление, которое создается в жидко-твердой зоне потоку расплава, компенсирующего объемную усадку в процессе направленной кристаллизации

ц ■ (5 ■ И • Ь X

АР= ---------------- (------), (2.5)

у ■ р1■Ч ь

где: р. - вязкость расплава; р - коэффициент объемной усадки, у - коэффициент, зависящий от структуры дендритов в жидко-твердой зоне; рь - плотность расплава; я - ускорение силы тяжести; Ь - высота жидко-твердой зоны; X -уровень в жидко-твердой зоне. Увеличение параметра АР приводит к ухудшению питания в жидко-твердой зоне и соответственно к увеличению объемной доли микропор. Максимальное значение 4Р, а следовательно и максимальная пористость, достигается при X = 2. Высота жидко-твердой зоны, при направленной кристаллизации связана с температурным соотношением:

ДТ

Ъ = ----------------------(2.6),

а постоянная

К

у=------------------(2.7),

п

где п - плотность каналов,подводящих расплав. Нетрудно показать, что "п" будет равно плотности осей 1-го порядка и, следовательно,

п= 1/А.2 (2.8),

где X - расстояние между осями дендритов 1-го порядка. С учетом приведенных соотношений имеем:

Ц.-Р АТ- Я

дР = ------------------------------------------------------(2.9)

рь q К- X2 Сг

Отсюда следует, что склонность к порообразованию при направленной кристаллизации пропорциональна Я и обратно пропорциональна Ог. Однако,

функциональная зависимость между двумя величинами более сложная. По-видимому, следует учитывать, что междендритное расстояние к также зависит от условий кристаллизации, в частности от скорости охлаждения. В литературе имеются различные аналитические зависимости X от скорости охлаждения. Наиболее часто приводятся такие соотношения:

b. = a(GRY> (2.10)

где п = 0,5-0,33, а также

¿ = (2.11)

Монокристаллические отливки из никелевых жаропрочных сплавов проходят трехступенчатую термическую обработку, первая стадия которой заключается в гомогенизации выше температуры сольвус, т.е. в однофазной области у-твердого раствора, а две другие - старение при 1 ООО- 1050°С и при 870-900°С. Гомогенизация (первая стадия) сопровождается в основном следующими процессами:

1. Растворение дисперсных частиц у'-фазы во время нагрева до температуры гомогенизации.

2. Полное растворение неравновесной эвтектики у+у' в течение выдержки при этой температуре.

3. Уменьшение ликвационной неоднородности, т.е. выравнивание химических составов осей дендритов и межосных участков.

Очевидно, что первый процесс не изменяет пористости, тогда как два последних существенно влияют на объемную долю и размер пор. Из сравнения структур литых и термообработанных образцов следует, что на месте растворившейся эвтектики у+у' остаются микронесплошности, которые приобретают округлую морфологию в соответствии с минимумом поверхностной энергии. За счет коагуляции средний диаметр пор возрастает, они определяются принятым оптическим методом и учитываются при подсчете объемной доли пор. Данные количественной металлографии показали, что объемная доля пор после гомогенизации возросла в 3-4 раза, а их средний диаметр в 1,5-2 раза (табл. 2.3).

В результате ликвации легирующих элементов межосные участки в литом металле обогащены алюминием, титаном, танталом, а оси дендритов вольфрамом, рением (табл. 2.4).

В процессе гомогенизации происходит выравнивание химического состава и возникают встречные диффузионные потоки - вольфрам, рений диффундирует из осей, а другие элементы в обратном направлении. Из-за нескомпенсированности встречных потоков возникает избыточная концентрация вакансий в тех местах откуда уходит более подвижный элемент (эффект Киркиндала). Конденсация вакансий на уже имеющихся усадочных порах приводит к увеличению их размеров. Число пор в единице объема в гомогенизированных образцах не увеличивается, а напротив, несколько уменьшается. Это подтверждает ту мысль, что повышение объемного содержания пор после гомогенизации достигается преимущественно за счет роста уже имеющих усадочных, а не за счет зарождения новых. Учитывая тот факт, что областью зарождения микротрещины при циклических нагружениях являются в основном микропоры, совершенно очевидно, что получение монокрисгаллических отливок необходимо вести при режимах, которые обеспечивают минимальные значения размера и объемной доли пор.

Как видно из полученных данных, целесообразно проводить процесс направленной кристаллизации при максимальных температурных градиентах на фронте кристаллизации и минимальных скоростях роста. Следует однако учесть,

Таблица 2.3'

Влияние условий кристаллизации й термообработки на пористость и междендритное расстояние монокристаллов сплавов СМБХ-4 и ЖС-Зб

Сплав Температурный Скорость роста фронта Межаецдритное Объемная доля Диаметр

градиент, О кристаллизации расстояние, пористости* пор*

"С/см Я, мм/мин X, мкн V,, % Д, мкм

0,17

ЖС36 40-60 4,0 250 0,51 *

(Россия)

5,0 0,04

200 - 220 140 ........ -

0,08

СМЭХ-4 40 - 60** 4,0 0,17 15

(США) 280

0,51 30

200 - 220** 6,7

5,0 150 0,03

0,09 6,0

20 - 30 4,0

360 0,25 25

0,95 50

* В числителе - влияние условий кристаллизации, в знаменателе - термообработки (для сплава СМЭХ-4 термообработка: гомогенизирующий отжиг при 1290-С, 1 ч + 1300°С, 1 ч + 1310°С, 6 час).

** Результаты получены при исследовании сплава СМБХ-4 (США), полученного по предложенной разработчиками (Россия) технологии.

Таблица 2.4

Влияние температурного градиента на коэффициенты ликвации в монокристаллах сплава СМ8Х-4

Состояние материала А1 Сг Коэффициенты ликвации, Кл= — И Мо \\ Сод. См Л. Та Со Не

Без термообработки 0,7 1,4 0,6 1,7 1,7 0,6 1,1 2,7

(литой) ------ ------ ------ ------

0,8 1,0 0,4 1,3 1,5 0,6 1,0 2,1

После гомогенизирующего

отжига 0,9 1.1 0,9 1,3 1,4 0,8 1,1 2,2

при 1290°С, 1 ч + ------ ------

4- 1300'С, 1 ч + 0,8 1,0 0,8 1,3 1,5 0,8 1,0 2,0

+ 1310С, 2 ч

при 1290°С, 1 ч + 0,9 1,1. 0,9 1,0 1,3 0,8 1,0 2,0

+ 1300°С, 1 ч + ----- ------ ----- ------

+ 1310°С, 4 ч 0,9 1,0 0,8 1,0 1,5 0,8 1,0 2,0

при 1290-С, 1 ч + 0,9 1,1 0,9 1,0 1,3 0,9 1,0 1,9

4- 1300°С, 1 ч + ------ ------ ------ ------ ------

+ 1310°С, 6 ч 1,0 1,0 0,9 1,0 1,2 0,9 1,0 1,7

Со д и См п. - концентрация легирующий элементов в осях дендрита и в междендритном пространстве соответственно; в числителе и знаменателе - значения Кл при температурном градиенте Ог 40-60 и 220-220°С/см соответственно

что снижение скорости роста (точнее скорости вытягивания формы) естественно, снижает производительность процесса литья монокристаллических лопаток.

Таким образом, необходимо наметить конкретные пути повышения температурного градиента на фронте роста в зависимости от условий кристаллизации и конструкции теплового узла установки для направленной кристаллизации.*

2.4. Зависимость температурного градиента от условий кристаллизации

и конструкции теплового узла установки с жидкометаллическим

охлаждением

Анатиз условий направленной кристаллизации и конструкций теплового узла установок применительно к высокоградиентным процессам, выполненным Ю.А Бондаренко, В.В. Герасимовым и др. под руководством соискателя показал, что оптимальная конструкция теплового узла высокоградиентной установки должна включать в себя двухзонный нагреватель с независимыми системами питания и управления; ванну с жидкометаллическим охладителем; набор тмшовых экранов, конструкция которых эффективно экранирует поверхность жидкометаллического охладителя от нагревателей печи подогрева формы. Исходя из этого, в работе была проведена оценка влияния условий кристаллизации и конструктивных элементов теплового узла на параметры процесса и возможность увеличения температурного градиента на фронте кристаллизации.

Комплекс исследований по изучению влияния условий кристаллизации на температурный градиент проводили на установке УВНЭС-3. Температурный градиент оценивался графическим дифференцированием кривых распределения температур, полученных с помощью \V-Re термопар, установленных в керамических формах на различной высоте. Анализ кривых распределения температуры по высоте отливок при использовании первоначально выбранной, как оптимальной конструкции многослойного теплового экрана, состоящего из слоев графита и графитового войлока, показал, что данная конструкция обеспечивает при невысоких значениях температуры формы (Тф. = 1600°С) значения температурного градиента на уровне С= 120°С/см (рис.2.5).

'Из литературных данных известна конструкция теплового экрана в виде плавающей на поверхности жидкометаллического охладителя теплоизоляционной плиты или плавающих на поверхности охладителя керамических частиц. Такая конструкция экрана позволила повысить температурный градиент, однако вследствие склонности керамики к спеканию необходимо было менять теплоизоляционный слой даже из оксида алюминия после каждой плавки.

С учетом вышеизложенного была предложена схема совершенствования теплового узла установки УВНЭС-3:

1. В качестве базовой была принята двухзонная печь подогрева с конструкцией плавающего теплового экрана; .

2. В качестве материала плавающего экрана использовали частицы графитового войлока (размер 5-10 мм);

3. Для обеспечения более надежного распределения частиц по поверхности жидкометаллического охладителя применяли специальное кольцо из графита. Экспериментальные плавки проводили с применением плавающего теплоизоляционного слоя различной толщины от 20 до 40 мм.

Удалось установить, что увеличение толщины плавающего экрана более 35

* Научные результаты в разделах 2.2; 2.3 получены при участии В.Н.Толораия

Ъ\, см

"8

1- Уровень расплава;

2- Многослойный тепловой экран;

3- Нижний нагреватель;

4- Верхний нагреватель;

5- Графитовый войлок;

ТФ=1600°С 120°С/см

1400 160С

(олово)

Рис. 2.5 Кривая распределения температуры и схема теплового узла щ многослойном тепловом экране

•мм не лучшает его экранирующие способности, а минимальная эффективная толщина равна 15-20 мм. Повышение температуры в печи подогрева формы приводит к смешению положения фронта кристаллизации, приближая его к поверхности жндкометаллического охладителя. Оптимальной является схема положения фронта, когда он находится на 10-15 мм выше нижнего среза нижнего нагревателя. Удалось также установить, что при использовании данной конструкции теплового экрана в процессе кристаллизации частицы графитового плавающего экрана попадают на нагреватель, замыкая что корпус, это существенно ухудшает возможность поддержания заданного температурного режима. Для улучшения эффективности экранирования зоны нагрева от зоны охлаждения была предложена несъемная графитовая крышка. Кроме того, для более равномерного распределения частиц плавающего экрана на поверхности охладителя элементы кольцевой конструкции были заглублены в жидкометаллический охладитель.

С применением этой конструкции были проведены исследования влияния толщины экрана, температуры формы на величину температурного градиента. Эта конструкция теплового экрана оказалась оптимальной и с ее помощью было обеспечено стабильное получение температурного градиента С=200-220°С/см. Анализ кривых распределения температур при выбранной конструкции теплового экрана показал, что резервом дальнейшего повышения температурного градиента на фронте кристаллизации является повышение температуры литейной формы (многослойной керамической оболочки из электрокорунда). Например, при повышении температуры формы с 1650°С до 1680"С температурный градиент возрастает с 200°С/см до 220°СУсм. Достичь более высоких значений температурного градиента, (250°С/см), не удалось, так как дальнейшее повышение температуры формы, изготовленной по промышленной технологии (электрокорунд, связующее - зтилсиликат-40) приводило к се разрушению.

" В работе была поставлена задача по достижению более высоких значений температурного градиента (~250-280°С/см) путем разработки тонкостенной безкремнеземной формы на основе электрокорунда для рабочих температур

1700-1800°С. Первоначально была сделана попытка повысить огнеупорность серийных керамических оболочек за счет их модификации, т.е. пропиткой растворами алюмохромата и тетрабутоксигитаната, после пропитки формы вторично прокаливались при температурах 1350, 1450, 1680"С. Удовлетворительные результаты были получены на формах после прокалки форм при 1680°С, но и в этом случае мы не смогли достичь рабочей температуры ! 700°С. Основная причина - наличие в керамических формах вЮг, который не удается полностью связать.

С учетом этого было проведено исследование по возможности применения при изготовлении керамических форм в качестве связующего алюмозоля (с размером частиц золя 40-50 мкм). При изготовлении суспензии применяли поверхностно-активные вещества из классов сульфанолов. Наилучшие результаты были получены при использовании безкремнеземных керамических форм, изготовленных из АЬОз с добавкой алюминиевой пудры (АСД-4), где в качестве связующего применялись не содержащие кремний органические смолы. Были доработаны технологические режимы сушки, прокалки на воздухе, уточнены составы суспензий первых слоев*. По оптимальным параметрам были изготовлены опытные партии керамических форм. Опробование этих форм показало их работоспособность до температур 1700-1750°С, что обеспечило

* Работа выполнена при участии В.В. Деева

проведение процесса направленной кристаллизации в условиях высокого градиента 250°С/см.

Полученные результаты по влиянию условий кристаллизации, конструкции: теплового узла и теплового экрана на температурный градиент позволили сформулировать требования и разработать техническое задание на изготовление модульной высокоградиентной установки.* Модульная высокоградиентная печь УВНЭС-4 (проект 2415) представляет собой плавильно-индукционную вакуумную печь для направленной кристаллизации с жидкометаллическим охладителем. Плавильно-индукционный тигель (емкость 5 кг по никелю) предназначен для плавки и заливки жаропрочного сплава при температуре 1800°С. Вакуумная система обеспечивает вакуум до 1 • 103 мм рг.ст; в установке можно вести также плавку в среде инертного газа. Двухзонная печь подогрева с графитовыми нагревателями и плавающим тепловым экраном, обеспечивают нагрев керамических форм до 2000°С. Контроль температурными режимами процесса направленной кристаллизации и управление ими обеспечивается электронным редуктором температур с помощью вольфрам-рениевых термопар. Скорость кристаллизации регулируется при помощи электроприводов в широком диапазоне скоростей от 0,1 до 20 мм/мин. В качестве жидкометаллического охладителя используется расплав олова с рабочей температурой 300°С.

Механические свойства литейных монокристаллических сплавов ЖС32, ЖСЗб, ЖС-40, ЖС-ЗОМ в зависимости от уровня температурного градиента на фронте кристаллизации представлены в табл. 2.5. Сплавы ЖС30М, ЖС36, ЖС40 -монокристаллические сплавы нового поколения, которые не содержат в своем составе углерод.

2.5. Влияние температурного градиента при кристаллизации на характеристики микроструктуры жаропрочных интерметаллидных сплавов на основе ]\ЪА1

В качестве материала для исследований были выбраны жаропрочные сплавы на основе интерметаллида (№зА1) с малым содержанием углерода ВКНА-4У и ВКНА-1В.** Образцы отливались с монокристаллической структурой, для получения которой использовался разработанный комбинированный метод (затравка-геликоид). На первом этапе исследований проводили оценку влияния скорости кристаллизации' на формирование монокристаллической структуры сплавов ВКНА-4У и ВКНА-1В в условиях высокого градиента. При градиенте температур 0=200-220°С/см были проведены плавки с различными скоростями кристаллизации: Я = 0,5; 1,0; 2,5; 5,0; 10 и 20 мм/мин. Анализ макроструктуры показал, что для получения монокристаллических отливок в условиях температурного градиента 200-220°С/см оптимальной является скорость кристаллизации до 5 мм/мин. При увеличении скорости кристаллизации выше 5 мм/мин появляются новые зерна, а также повышается объемная доля микропористости и размер пор. С учетом этого все дальнейшие исследования проводили при скорости кристаллизации Лир < 5 мм/мин.

Анализ микроструктуры монокристаллических образцов сплава ВКНА-4У при различном температурном градиенте О от 20 до 250°С/см позволил выявить следующие закономерности.

* В работе принимал участие Ю.А. Бондаренко, В.А.Николаев

** В работе принимал участие В.П.Бунтушкин

Таблица 2.5

Механические свойства монокристаллических жаропрочных сплавов ЖСЗОМ, ЖС36, ЖС40, ЖС32

Жаропрочный сплав (монокристалл)* Длительная прочность,** а',, МПа Передел выносливости, о1.! МПа (база 2 • 107 циклов)

900° ст 1000° ст 1100° ст 2 0°С а -1 900°С ст -1

ЖС36 ВНК (II поколения) <001> 480/360 255/165 140/90 330 360

ЖС40 НК (II поколения) <001> 440/315 240/165 140/80 320 380

ЖС32 ВНК <001> 475/380 250/165 125/75 250 350

ЖСЗОМ-НК (И поколения) <011> 420/320 200/165 120/80 330 310

* ВНК - Высокоградиентная направленная кристаллизация

НК - Направленная кристаллизация с низким температурным градиентом

** В числителе и знаменателе - свойства на базе 100 час; и на базе 1000 час соответственно

Повышение температурного градиента на фронте кристаллизации уменьшает как размер дендритов, так и размер междендритного пространства. Так, например, при температурном градиенте 20 и 250°С/см число осей дендритов 1-го порядка на 1 мм2 составляет 3 и 29, а расстояние между осями дендритов 1-го порядка 650 и 150 мкм соответственно. При высоком температурном градиенте (200-250°С/см) резко в (4-6) раз уменьшается размер выделений всех фаз, полностью исчезают выделения нестабильной фазы типа NizTiAl ( Р ), которую наблюдали внутри первичной у'-фазы при низком температурном градиенте (G=20°C/cm). Это весьма важно, т.к. фаза NiiTiAl ( Р ), отрицательно влияет на прочностные характеристики сплава, в первую очередь, термостойкость. Кроме того, при G=250oC7cm наряду с уменьшением размера частиц первичной у'-фазы, внутри этих частиц отмечено появление сетки на основе вторичных выделений, т.е. наблюдается распад первичной у'-фазы уже в процессе высокоградиенгной направленной кристаллизации.

Важным фактором, который удалось установить в исследованиях, является топология (связанность) выделений первичной у'-фазы. Для ее изучения определенный участок микроструктуры оконтуривали отпечатками индуктора, после чего с образца сполировываяи слой толщиной ~ 1,0 мкм, фотографировали структуру и воспроизводили контур, многократно повторяя эту последовательность операций. Сопоставление микроструктуры на разных удалениях (до 12 мкм) от поверхности показывает, что выделения у'-фазы не изолированы, они образуют сетку, которая оплетает дендриты. Это необычный случай: в равноосных сплавах выделения у'-фазы изолированы, в паправленно-закристализованных сплавах при низких градиентах граница у / у' пронизывает зерно (образец) в продольном направлении, здесь же, в случае высокого градиента температур, границы у / у' пронизывают матрицу во всех направлениях.

Анализ микроструктуры сплава ВКНА-1В после кристаллизации с различным градиентом (от G от 40 до 250°С/см) показал аналогичный характер изменения структуры. С ростом температурного градиента уменьшаются размеры дендритов и междендритного пространства. При повышении температурного градиента уменьшается размер частиц первичной у'-фазы (в 2-4 раза), а также размер вторичных выделений, образующих сетчатую структуру в матрице на основе у'-фазы.

Таким образом, можно представить следующую схему кристаллизации сплава ВКНА-1В. Первоначально из расплава выделяются частицы первичной карбидной фазы, затем 0-фаза превращается в у'-фазу на основе NbA! ф + L у'). Основная масса расплава кристаллизуется по эвтектической реакции (L у + у'), при этом эвтектические колонии (у + У) принимают форму дендритов. Первичные карбиды и первичная у'-фаза (внутри которой в зависимости от температурного градиента наблюдаются включения (3-фазы) локализуются в междендригном пространстве вблизи выделений у'-фазы из-за разницы в объеме закристаллизовавшейся жидкой и твердых фаз образуются поры.

Повышение температурного градиента увеличивает скорость охлаждения (G R), что приводит к уменьшению размера междендритных расстояний и частиц первичной у'-фазы. Повышение температурного градиента вызывает также уменьшение размера жидко-твердой области перед фронтом кристаллизации, что облегчает подпитку расплавом иезатвердевших областей в междендригном пространстве и тем самым способствует уменьшению микропористости, появление которой связано в основном с усадкой у'-фазы, происходящей в процессе ее затвердевания.

С применением метода послойного физико-химического фазового анализа проводили оценку влияния температурного градиента на количество, состав фаз в структуре сплава ВКНА-1В, а также распределение легирующих элементов в этих фазах*. Количественный и фазовый состав карбидов в образцах сплава ВКНА-1В, отлитых с различным температурным градиентом представлен в табл. 2.6. Из представленных данных видно, что есть небольшое количество избыточных карбидных фаз М:С на основе MojC, в котором растворены никель и хром, а также карбиды МС на основе (Ti, Hf)C, в которых растворен вольфрам. С повышением температурного градиента с 40-60 до 220°С/см уменьшилось количество карбидных фаз с 0,44 до 0,36% (по масс.). Влияние температурного градиента на количество и состав первичной у'-фазы ВКНА-1В показано в таблице 2.7. С повышением температурного градиента, количество первичной у'-фазы уменьшилось с 14,5 до 11,05% (но массе). Отмечено также изменение в химическом составе первичной у'-фазы, в частности был замечен рост содержания хрома с 5,6 до 7,1% и алюминия с 9,3 до 11,5% (от массы фазы).

Термическая стабильность, темп разупрочнения материала при высоких температурах, как известно, определяется, в первую очередь, диффузионными характеристиками жаропрочных сплавов. В работе проводились исследования влияния температурного градиента на диффузионные характеристики сплава ВКНА-1В, а именно: оценивали значения эффективного коэффициента самодиффузии Д,фф. радиоактивного изотопа Ni43 и коэффициента граничной самодиффузии Дi.S (табл. 2.8).** Определение этих коэффициентов проводили в температурном интервале 700-900°С, продолжительность отжига составляла соответственно 200, 14 и 2 час. Эффективный коэффициент самодиффузии определяли адсорбционным методом. Увеличение температурного градиента с 4060 до 200-220°С/см обеспечило создание такой структуры материала, диффузионная проницаемость которой стала в 2 раза меньше. Например, эффективный коэффициент самодиффузии Ni63 в сплаве ВКНА-1В при 900°С для температурного градиента 60 и 200°С/см соответственно равен 6,2-10-" см2/см и 3,2-Ю-'4 см Ve.

Величину коэффициента граничной самодиффузии (Д>.§) для структур материала ВКНА-1В, полученных при разных температурных градиентах оценивали методом снятия слоев - после отжига образцов, покрытых радиоактивными изотопами Ni63. Слои снимали толщиной ~5 мкм, толщинуслоя определяли взвешиванием, а затем измеряли уровень активности, повторяя эту процедуру 90-100 раз. Коэффициент Дь5 находили путем оценки данных зависимости активности от глубины. С увеличениям температурного градиента на фронте кристаллизации с 40-60 до 200-220°С/см коэффициент граничной самодиффузии уменьшается; энергия активации самодиффузии составляет соответственно 38,8 и 48,0 ккал/моль.

Для идентификации путей ускоренной диффузии, на разной глубине от поверхности проводили авторадиографические исследования. С этой целью с образцов сплава ВКНА-1В, которые были отожжены с радиоактивным покрытием, последовательно снимали слой в -1 мкм (общая глубина 7 мкм), после чего на поверхность образца наносили монослой кристаллов ядерной эмульсии. После экспозиции 5-10 сут монослой подвергали фотообработке непосредственно на образце. В результате формировалась "авторадиограмма поливом", на которой плотность точек (проявленных кристаллов) пропорциональна локальной концентрации радиоизотопа-диффузанта Ni63.

* В работе принимала участие Морозова Т.И.

* * В работе принимали участие И.М. Разумовский, С.С.Гинзбург

Таблица 2.6

Влияние температурного градиента на количественный и фазовый состав карбидов сплава ВКНА-1В

Температурный градиент С, «С/см Масса карбидов, % Содержание элементов в карбидах, % (от массы сплавов) № Сг И Мо НГ Фазовый состав изолята*

40-60 0,44 0,06 0,09 0,03 0,09 0,06 0,11 М2С; МС

200-220 0,36 0,05 0,11 0,03 0,07 0,05 0,05 М2С; МС

* - МаС - карбидная фаза на основе М02С ( в ней растворены никель, хром); МС - фаза на основе (Т5; НОС (в ней растворен вольфрам).

Таблица 2.7

Влияние температурного градиента на количество и состав у'-первичной фазы сплава ВКНА-1В

пл Тшлфатурнъщ градиент О (°С/см) Масса г'- эвтектики, % Содержание элементов в у'-первичной фазе * № Сг А1 П Мо НГ W

1. 40-60 14,5 77,3 5,6 9,3 2,1 2,8 0,7 2,2

2. 200-220 11,0 72,0 7,1 11,5 2,5 3,2 0,7 3,0

* - По основным элементам сплава

Таблица 2.8

Влияние температурного градиента на диффузионные характеристики монокристаллов [001] сплава ВКНА-1В

Температурный градаент 0,°С/ш Коэффициенты самодиффузии Г^63 объемной Шэл), см2/с граничной (Д.5.1, см'/с, при температуре. "С Эиерния активации граничной самодиффузии, хкал/моль (кДж/моль)

при 900°С 700 800 900

40-60 6,2 Ю-'4 6,2 1017 5,8- 10-" 2,1 ■ Ю-15 38,8 (162,5)

200-220 3,2 • 10-" 1,5 10-» 3,2 ■ Ю-« 2,5 10 48,0 (201)

Анализ авторадиограмм образцов с различным температурным градиентом показал, что для образцов сплава ВКНА-1В, отлитых при температурном градиенте как 40-60, так и 200-220°С/см, участками ускоренной диффузии являются границы первичной р/у'-фазы, границы фаз в превращенной р-фазе и границы депдритов. Однако в образцах сплава ВКНА-1 В, отлитых с температурным градиентом 40-60"С/см, кроме того, встречаются области с очень высокой проницаемостью, по которым диффузант (ЛИ") проникает в большей концентрации и значительно глубже, чем по остальным элементам структуры. Очевидно, это связано, в первую очередь, с качеством и состоянием поверхностей раздела, совершенством границ, , а также уровнем объемной доли микропористости и размером пор.

2.6. Зависимость служебных характеристик жаропрочного сплава ВКНА-1В от температурного градиента.

Оценку комплекса механических свойств сплава ВКНА-1В проводили на монокристаллических образцах с кристаллографической ориентацией <001> и <111>. Отливку образцов проводили при температурном градиенте на фронте кристаллизации 40-60 и 200-220°С/см. Результаты испытаний сточасовой прочности сплава ВКНА-1В с ориентацией <001 > и <111> в интервале температур 800-1000°С представлены на рис.2.6.

Полученные результаты подтверждают перспективность применения высокоградиентной направленной кристаллизации для повышения служебных характеристик интерметаллидного сплава ВКНА-1 В. Проведенные испытания показали, что максимальный уровень сточасовой прочности имеют монокристаллические образцы с ориентацией < 111 > (отклонение от оси 3-9 град), полученные при температурном градиенте на фронте кристаллизации 0=200-220°С/см. Важно подчеркнуть такую особенность, что сплав ВКНА-1В с монокристаллической структурой (ориентации <111>; температурный градиент С-200-220°С/см) имеет уровень жаропрочности в интервале температур 800-1100°С, аналогичный уровню сплава ЖС26 (ВНК). Преимуществом сплава ВКНА-!В в этом случае является существенное повышение его удельной жаропрочности, вследствие меньшей плотности по сравнению со сплавом ЖС26 (плотность сплавов ВКНА-1 В и ЖС26 составляет 7,9 и 8,56 г/см3 соответственно). Разработанный технологический процесс высокоградиентной направленной кристаллизации, созданное технологическое оборудование представляют возможность впервые в отечественной практике сделать попытку отливать рабочие лопатки турбины из интерметаллидного сплава с монокристаллической структурой. Отливка рабочих лопаток из жаропрочного материала с относительно низкой плотностью позволило бы существенно снизить напряженность дисков турбины. Эту идею можно реализовать при условии одновременного достижения высоких характеристик прочности и пластичности (при комнатной температуре), а также повышения предела выносливости. Анализ структуры образцов сплава ВКНА-1 В, отливаемых с высоким температурным градцецтом показал, что это достижимо.

Повышение длительной прочности сплава ВКНА-1 В при увеличении температурного градиента связано с тем, что сформированная в этих условиях структура имеет меньшую микропористость, меньшую диффузионную проницаемость вследствие более совершенного строения поверхностей раздела, а также большую дисперность и однородность распределения как первичной у', так и вторичной у'-фазы. Повышению длительной жаропрочности способствует также отсутствие Р-фазы из-за полного протекания перитектической реакции.

400

300

200

ЖС26 ВНК в=60 °С/см

ВКНА -1В <111> .0=200 °С/см

ВКНД-1В<001> О °С/см

100 -

КНА-1В

аспорт) н.к.

=60 °С/СМ

800

900

1000

1100

Температура испытания, С

Рис. 2.6 Влияние температурного градиента на длительную прочность за 100 час сплавов ВКНА-1В и ЖС26 в интервале температур 800 - 1100 °С.

На основании того, что монокристаллы сплава ВКНА-1В с ориентацией <1П> показали более высокий уровень длительной прочности, все дальнейшие исследования влияния температурного градиента на уровень кратковременных свойств и предел выносливости проводили на образцах с этой ориентацией. Кратковременные свойства сплава ВКНА-1В, оцененные при испытании монокристаллических образцов, отлитых при С=40-60 и С=200-220°С/см,

ПрСДСТаЬЛСНЫ Ъ УмбД. 2.'/'. I ] С11 аг.а ичшпаяип можно и! мс П11 ь

существенный рост предела прочности сплава ВКНА-1В с увеличением температурного градиента (особенно при 20°С: предет прочности увеличился почти в 1,5 раза). Повышение предела прочности при 20°С и 950°С очень важно для интерметаллидных сплавов на основе №зА1, так как недостаточно высокий уровень предела прочности сдерживал применение этих сплавов в качестве материала для рабочих лопаток ГТД не хватало запасов конструктивной прочности, рассчитанных по нормам ЦИАМ.

В табл. 2.10 представлены результаты испытаний на усталость монокристаллических образцов сплава ВКНА-1В с ориентацией <111>, отлитых при разных температурных градиентах. Предел выносливости определяли на базе испытания 2 107 циклов, температура испытания 20 и 900°С, вид испытаний - симметричный изгиб с вращением. Представленные предварительные результаты по кратковременным свойствам, пределу выносливости показывают, что структура материала, получаемая методом высокоградиентной кристаллизации, обеспечила существенный прирост свойств интерметаллидного сплава ВКНА-1В, в первую очередь по пределу выносливости.

Исследования поверхности излома показали, что трещины берут начало от микропор, что свидетельствует об определяющем значении таких дефектов для сопротивления усталости. Размер микропор в монокристаллах плавки с температурным градиентом 40-60°С/см достигает 30 мкм, что намного больше размера пор (~6,0 мкм) в монокристаллах, отлитых с высоким температурным градиентом. Можно сделать вывод, что микропористость в безуглеродистых монокристаллических сплавах - единственный источник зарождения усталостной трещины. Как показали результаты исследования влияния температурного градиента на пористость, кристаллизация с высоким температурным градиентом уменьшает число и размер пор и тем самым повышает сопротивление много- и малоцикловой усталости. Уменьшение объемной доли микропористости и размера пор позволило повысить отношение предела выносливости к пределу текучести с 0,32 до 0,52 и тем самым уменьшить локализованную деформацию у концентраторов напряжения, и, следствием чего является повышение долговечности материала.

Разработанный технологический процесс высокоградиентной направленной кристаллизации монокристаллических жаропрочных сплавов представляет большой интерес для применения его в производстве лопаток ракетных двигателей космических кораблей многоразового использования типа "Шаттл" или "Буран". Эксплуатация сплавов в двигателях подобных систем связана с воздействием на них водорода. Из литературных данных известно, что при испытании в среде водорода происходит значительная потеря прочностных характеристик монокристаллических образцов, отлитых с температурным градиентом 40-60°С/см. Значения потерь зависят от химического состава и кристаллографической ориентации. Наибольшая потеря прочности наблюдается для монокристаллов с ориентацией <001>, наименьшая с ориентацией <Ш>. Одновременно, наряду с потерей прочности, работа в водороде приводит к охрупчиванию сплава. Уровень объемной доли и размер пор определяет темп потери прочности и степень усиления охрупчивающего влияния водорода. Это связано с накоплением водорода в порах, повышением давления в них и

Табяица 2.9

Влияние температурного градиента на кратковременные свойства монокристаллических образцов сплава ВКНА-1В<111>

Температурный градиент О, Температура испытания, св, . 00,2, • 5,%

°С/см °С Мпа Мпа

40-60 20 900 - 980 580 - 600 14-16

900 560 - 600 510-520 34-38

200 - 220 20 1450-1460 660 - 680 9,2-9,6

900 750-800 620 - 650 36-40

Таблица 2.10

Влияние температурного градиента на предал выносливости монокристаллических образцов сплава ВКНА-1В < 111>

Предел

Температурный Температура а.1 выносливости 0.1

градиент в, испытания, ( на базе 2 ■ 107

°С/см "С О 0,2 циклов), Мпа

40-60 20 0,32 230

900 - 300

200 - 220 20 0,52 340

900 - 400

образованием микротрещин. Расчеты, выполненные рядом авторов, показали, что давление, создаваемое при накоплении водорода в порах, может превышать атмосферное в 1000-100000 раз. Скопление водорода в порах затрудняет также его десорбцию при отжиге.

Таким образом, можно сделать вывод, что применение разработанной технологии, направленной на существенное снижение пористости и уменьшение размера ии^, 01*рывас1 иилмилшичи лначшельнец и ноьышеням сиоис1В монокристаллических сплавов при работе в водородном и водородсодержащем топливе.

РАЗДЕЛ 3. ВНЕДРЕНИЕ В ПРОМЫШЛЕННОСТЬ РАЗРАБОТАННЫХ ПРОЦЕССОВ УПРАВЛЕНИЯ СТРУКТУРОЙ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ ПРИ ЛИТЬЕ ЛОПАТОК ГТД

На основании проведенных исследований и установленных закономерностей был разработай и внедрен в серийное производство на заводах отрасли высокоэффективный промышленный метод получения литых лопаток ГТД с однородной мелкозернистой макроструктурой.

Внедрение процесса поверхностного модифицирования при литье рабочих лопаток I, II ступени газотурбинных двигателей пятого поколения для самолетов Су-27 и Миг-29 было одним из основных мероприятий, которое обеспечило успешное проведение длительных испытаний на заданных режимах работы новых высокотемпературных и высокооборотных ГТД (АЛ-31Ф и РД-33) по программе 100%-ного ресурса.

Процесс поверхностного модифицирования литейных жаропрочных сплавов внедрен в крупносерийное производство при литье рабочих лопаток I, И ступени турбины изделий "89", "55", "77". Рабочие лопатки указанных изделий, отлитые с поверхностным модифицированием, успешно прошли длительные испытания на технологических машинах, и по результатам этих испытаний ресурс изделий "89", "55", "77" увеличен с ¡00-150 до 400-450%. Разработанный технологический процесс освоен и внедрен в серийдое производство при изготовлении лопаток I, II ступени силовых газотурбинных установок для морских судов Д076, М70К, ДМ77, ДН-7!, что обеспечило повышение их надежности и ресурса. Сравнительный анализ результатов эквивалентно-циклических испытаний лопаток II ступени двигателя \VG-5A компании "Дун-Ан" (КНР) показал, что лопатки с однородной мелкозернистой макроструктурой, отлитые по разработанному в ВИАМ (Россия) технологическому процессу, в сопоставлении с лопатками, отлитыми по технологии Роллс-Ройс (Англия), имеют работоспособность в 2,0-2,5 раза больше.

Испытание лопаток, отлитых с поверхностным модифицированием на ММПО "Салют", проводили в КНР на стендах компании"Дун-Ан". По результатам испытаний компания"Дун-Ан" заказала отлить по разработанному технологическому процессу 50 моторокомплектов лопаток II ступени двигателя \VG-5A из сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием. Этот заказ был успешно выполнен в октябре 1994 г. ММПО "Салют" совместно с ВИАМ. Заказчиком была отмечена высокая стабильность технологического процесса и высокая степень однородности мелкозернистой макроструктуры.

С целью дальнейшего повышения работоспособности охлаждаемых лопаток с различными конструкциями и схемами охлаждения внутренней полости на основании характерных особенностей их разрушения разработан и опробован в производстве при литье охлаждаемых лопаток I ступени изд. "99" процесс двухстороннего модифицирования. Разработанный процесс предусматривает получение однородной мелкозернистой структуры как на внешней, так и на внутренней поиерлност идлаждасмий липший ГТД. П^цсчл. ишишш иОошОпю предел выносливости I ступени изд. "99" с 170 до 240 МПа. Процесс двухстороннего модифицирования является тем' технологическим инструментом управления формированием качественной структуры поверхностных слоев материала полых лопаток с сильно развитыми системами охлаждения, который обеспечивает существенное повышение предела выносливости деталей.

Проведенные исследования по повышению структурного совершенства монокристаллических отливок при направленной кристаллизации позволили разработать оригинальный комбинированный метод получения монокристаллов заданной кристаллографической ориентацией при высокой степени структурного совершенства (метод затравка-геликоид). Разработанный технологический процесс внедрен в промышленное производство на АО "Люлька-Сатурн" при литье монокристаллических лопаток I ступени турбины силовой энергетической газотурбинной установки (изделие 29). Применение комбинированного метода получения монокристаллической структуры (затравка-геликоид) при литье лопаток I ступени турбины изделия 29 позволило повысить выход годного по структуре с 30-40 до 85-90%. С целью максимального повышения эксплуатационных характеристик монокристаллических лопаток ГТД разработана принципиально новая высокоградиентная технология направленной кристаллизации лопаток ГТД из безуглеродистых и эвтектических жаропрочных никелевых' сплавов. Оригинальность технического решения подтверждена патентом РФ (№ 1833581); спроектирована и изготовлена уникальная опытно-промышленная установка нового поколения для литья лопаток ГТД (высотой не более 140 мм) с рекордным уровнем температурного градиента на фронте кристаллизации 200-250°С/см.

Высокоградиенгный технологический процесс литья монокристаллических лопаток внедрен в ВИАМ в опытно-промышленное производство. В настоящее время в ЦИАМе проходят испытания на стендах лопатки опытной конструкции, отлитые по технологии высокоградиентной Направленной кристаллизации. По заказу фирм "Хаумет" (США) и "МТУ" (Германия) в ВИАМ были отлиты лопатки и образцы из сплава СМБХ-4 при температурном градиенте 220-250°С/см. По результатам их испытаний в лабораториях и на стендах (в США и Германии), фирмами "Хаумет" и "МТУ" будут приняты решения о закупке оборудования и лицензии на технологию высокоградиентной направленной кристаллизации. Подписание итоговых контрактов планируется на октябрь 1995 г.

ВЫВОДЫ

!. Теоретически обосновано и экспериментально доказано, что оптимизация структуры материала охлаждаемых лопаток ГТД из высоколегированных жаропрочных сплавов непосредственно в литейной форме в процессе кристаллизации путем поверхностного модифицирования алюминатом кобальта позволяет существенно повысить и стабилизировать уровень их основных характеристик (в первую очередь, предела выносливости и термостойкости) и, как следствие этого, обеспечить повышение работоспособности охлаждаемых лопаток'.

2. Установлен механизм поверхностного модифицирования, сущность которого заключается в том, что введение алюмината кобальта в керамику формы вызывает изменение комплекса поверхностных свойств на границах контакта фаз в процессе кристаллизации, что приводит к существенному (в 1.6 раза) уменьшению работы гетерогенного зарождения и, следовательно, увеличению скорости образования зародышей и измельчению зерна отливок.

. j,i(j^oC^tvnO xv*jIviZ1jTCKCKOC nCwiC^Ootin«^ шплппл yvnuönwA 1слнили1 ичск.лил

параметров на эффективность и стабильность измельчения литой структуры, которое позволило разработать высокоэффективный промышленный метод получения лопаток с мелкозернистой структурой. Применительно к наиболее распространенным на заводах отрасли при изготовлении литейных форм огнеупорным материалам, а также типу плавильно-заливочного оборудования определены оптимальные значения химического, гранулометрического состава и процентного содержания алюмината кобальта в керамической суспензии, температура заливаемого металла, форма и продолжительность выдержки залитого блока под вакуумом. На процесс выпущены отраслевые технологические рекомендации ТР-33-1231 и TP 1.2.028-77. Процесс защищен авторскими свидетельствами на изобретение.

4. Для сплава ЖС6У в зависимости от типа структуры регрессионным методом математической статистики определены уравнения регрессий типичных линий выносливости сплава ЖС6У с мелкозернистой и крупнозернистой структурой при 20 и 900°С. С их помощью проанализирован темп разупрочнения материала при различных температурах и оценен уровень характеристик рассеивания логарифма долговечности. При анализе уравнений регрессий установлено, что сплав ЖС6У без модифицирования имеет более высокий темп разупрочнения при переменных нагрузках, чем сплав ЖС6У с поверхностным модифицированием, как при 20, так и при 900°С.

5. Показано, что применение поверхностного модифицирования при литье монолитных лопаток 1ТД позволяет: увеличить в 2 раза конструктивную прочность лопаток турбины III ступени изд."57" при растяжении, повысить с 120 до 220 МПа (при испытании по 3-му обертону) предел выносливости лопаток турбины IV ступени изд. "Р", увеличить в 2,2 раза термостойкость лопаток I ступени соплового аппарата изд. "Р".

6. Повышение всего комплекса служебных свойств сплава' ЖС6У, уменьшение характеристик их рассеивания вызваны не столько уменьшением размера зерна, сколько тем, что при поверхностном модифицировании основные структурные составляющие приобретают более тонкое строение с высокой степенью однородности распределения легирующих элементов, уменьшается объемная доля пористости, размер пор, а границы зерен приобретают более качественную и совершенную структуру, что приводит к снижению скорости диффузионных процессов (коэффициент диффузии при 900°С уменьшился в ~3 раза).

7. Предложен принципиально новый метод нанесения модификатора на рабочие поверхности керамического стержня и формы посредством их обработки растворами солей кобальта, что обеспечило измельчение структуры на внутренних поверхностях лопатки и, как следствие, повышение предела выносливости охлаждаемых лопаток с 170 до 240 МПа.

8. Процесс поверхностного модифицирования литейных жаропрочных сплавов при литье лопаток ГТД внедрен в серийное производство на ряде заводов авиационной и судостроительной промышленности. Внедрение процесса при литье рабочих лопаток I ступени изд." 89", "55", "77" позволило увеличить ресурс работы изделий с 100-200 до 400-450%.

9. ' На основании анализа причин возникновения дефектов роста монокристагшической структуры разработан комбинированный метод получения монокристаллических лопаток ГГД ("затравка-геликоид") с высокой степенью структурного совершенства Ла°-!= 1,0-1,2 град любой заданной кристаллографической ориентации с точностью а=3-5град. Комбинированный метод получения моно-кристашгов "затравка-геликоид" защищен патентом на изооретение i/\.3.v>ü5/öiö/üzj.

10. Анализ модели течения расплава в междендритных каналах, а также оценка уровня сопротивления потоку в жидко-твердой зоне расплава показали, что склонность к порообразованию пропорциональна скорости кристаллизации и обратно пропорциональна температурному градиенту на фронте роста. Установлено, что повышение температурного градиента с 40-60°С/см до 200-220°С/см при оптимальной скорости роста ~5 мм/мин приводит к уменьшению микропористости и размера пор.

11. В результате проведенных систематических исследований условий направленной кристаллизации монокристаллических жаропрочных сплавов в печах с различными конструкциями тепловых экранов, на основании анализа кривых распределения температур по высоте отливки были разработаны конструктивные решения теплового узла для кристаллизации лопаток в условиях высокого температурного градиента (G-200-250"C/cm).

12. Впервые в отечественной и зарубежной практике спроектирована и изготовлена модульная установка нового поколения для литья монокристаллических лопаток турбины высокого давления из безуглеродистых жаропрочных интерметаллидных сплавов с высоким температурным градиентом на фронте кристаллизации G-200-250°C/cm (УВНЭС) вместо G=40-60°C/cm (УВНК-8П).

13. Высокоградиентный процесс кристаллизации позволил значительно уменьшить объем междендритной пористости (в 3-4 раза), размер пор (8-10 раз), повысить степень дисперсности структуры, уменьшить ликвационную и структурную неоднородность, а также существенно уменьшить диффузионную проницаемость структуры в (3-4 раза) и, как следствие, обеспечить значительный прирост по пределу выносливости, прочности, термостабильности и жаропрочности интерметаюгадов на основе NijAl.

14. Разработанный процесс высокоградиентной направленной кристаллизации внедрен в опытно-промышленное производство в ВИАМе при отливке монокристаллических лопаток конструкции ДИАМ и монокрисгаллических лопаток фирмы "Хаумет" (США) из сплава CMSX-4.

15. Научно обосновано, что применение высокоградиентной технологии направленной кристаллизации при литье деталей ГТД, работающих в среде водорода, открывает возможности значительного повышения свойств и уменьшает водородное охрулчивание монокристаллических сплавов при работе в водородном и водородсодержащем топливе.

СПИСОК ОСНОВНЫХ ОПУБЛИКОВАННЫХ РАБОТ ПО МАТЕРИАЛАМ ДИССЕРТАЦИИ

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

I.. Братухин А.Г., Огородников Д.А., Карасев Б.Е., Ножницкий Ю.А., Каблов E.H. Рабочие лопатки турбин высокого давления современных двигателей гражданской авиации. - В сб.: Авиационное двигателестроение. -М.: ЦИАМ, 1994, № 1, с. 1-28.

2. Каблов E.H., Чубарой В.Г., Степанов В.М. Поверхностное модифицирование литейных жаропрочных сплавов. - Авиационная промышленность, 1980, № 11, с.44-46.

3. Каблов E.H., Минаев Ю.А. и др. Механизм поверхностного модифицирования жаропрочных сплавов при литье лопаток ГТД.- В сб.: Новые технологические процессы и надежность ГТД. - М.: ЦИАМ, 1983, N 1(41), с.31-42.

Л ТТ..СГ----О 1 Т/-.. ГТс и .......... "И \д ,, ...V 1 Т ,,,,

.----- ---------- ------ .. --г------_----

модифицирование жаропрочных сплавов при литье охлаждаемых лопаток.-В

сб.: Авиационные материалы. 1981, № б, с.40-45 (ВИАМ).

5. Братухин А.Г., Шалин P.E., Каблов E.H., Толораия В.И. Литые монокристалличесхие лопатки. - Литейное производство, 1993, № 6, с.3-6.

6. Каблов E.H., Бондаренко Ю.А., Панкратов В.А. Особенности получения рабочих лопаток малогабаритных ГТД из сплава ВКЛС-20.-Авиационная промышленность, 1993, № 2, с.9-11.

7. Бокштейн С.З., Василенок Л.Б., Каблов E.H. и др. Микролегирование бором и структурная стабильность никелевых сплавов.- Изв. АН СССР. "Металлы", 1986, № 6, с. 137-142.

8. Каблов E.H., Герасимов В.В. Технологические аспекты управления структурой жаропрочных сплавов при направленной кристаллизации.- Литейное производство. 1994, №4, с.7-8.

9. Бунтушкин В.П., Каблов E.H., Базылева O.A. Новый литейный сплав марки BKHA-IB для применения при температурах 1250-1300°С. - Авиационная промышленность, 1991, № 12, с. 39-40.

10. Чубаров В.Г., Каблов E.H., Степанов В.М. и др. Влияние структуры и морфологии первичных карбидов на свойства сплава ЖСбУ при литье лопаток ГТД. - В сб.: Новые технологические процессы и надежность ГТД. - М.: ЦИАМ, 1979, №3(19), с.63-71.

П.Степанов В.М., Каблов E.H., Чумаков В.А. Прогрессивные методы литья лопаток из жаропрочных сплавов, - В сб.: Авиационные материалы. 1982, с. 138-144 (ВИАМ).

12. Носов В.А., Козырева Л.М., Каблов E.H. и др. Влияние модифицирования алюминатом кобальта сплава ЖС6У на термическую усталость. - М.: ЦИАМ, 1983, № 1(41), с.43-48.

13. Герасимов В.В., Каблов E.H., Демонис И.М. и др. Монокристалличе-ское литье жаропрочных никелевых сплавов. - В сб.: Авиационные материалы на рубеже XX-XXI веков" - М.: 1995, с.285-296 (ВИАМ).

14. Каблов E.H., Морозова Г.И., Матвеева А.К. и др. Фазовый состав диффузионных слоев металлических покрытий жаропрочных никелевых сплавов. - Металловедение и термическая обработка металлов. 1994, № 2, с.20-23.

15. Бунтушкин В.П., Каблов E.H., Базылева O.A. Механические и эксплуатационные свойства сплава на основеN13AI. - Изв. РАН. "Металлы", 1995, №3, С.43 1-439.

16. Братухин А.Г., Каблов E.H., Толораия В.Н., Шалин P.E. Сравнительный анализ материалов и технологических процессов получения монокристаллических турбинных лопаток. - Авиационная промышленность, 1995, №3, с.29-31.

17. Бунтушкин В.П., Каблов E.H., Шалин P.E. и др. Высокотемператур-ные конструкционные сплавы на основн N13AI. -В сб.: Авиационные материалы на рубеже XX-XXI веков. 1995, с.278-284 (ВИАМ).

18. Фоломейкнн Ю.И., Каблов E.H., Демонис И.М. и др. Исследование процесса окисления металлического алюминия - упрочнителя огнеупорной корундовой керамики, используемой при литье охлаждаемых

лопаток ГГД методом НК.- В сб.: Вопросы авиационной науки и техники. Серия "Авиационные материалы". 1991, № 4. с.25-31 (ВИАМ).

19. Будиновский С.А., Каблов E.H., Мубояджян С.А. Вакуумная плазменная технология высоких энергий - эффективный путь создания новых покрытий и материалов. В сб.: Авиационные материалы на рубеже XX-XXI веков. 1995, с.314-3~24 (ВИАМ).

^Л тт_-«г---------J4 -Г* А ---. Г? TT Г-1,,— ~____, Т) D .» rw tÍAnr

¿.V. * V_> j /WI) пи (. AJ .XV., Lvuv>.ivif ж^.лл., л ~ ---- .. - ----------

литейный сплав ВКНА-4У для лопаток ГТД.- Авиационная промышленность, 1994, №7, с. 12-14.

21. Каблов E.H., Мубояджян С.А., Сулима A.M. и др. Перспективы применения в авиадвигателестроении ионной технологии. - Авиационная промышленность, 1992, №9, с.9-12.

22. Каблов E.H., Герасимов В.В. Высокоскоростная направленная кристаллизация жаропрочных сплавов.- Journal of Aeronautical Materials. - Пекин (КНР): 1991, № Н, с.43.

23. Шалин P.E.., Каблов E.H. Конструкционные сплавы на основе интерметаллида №зА1. - Jornal Aeronautical Materials. - Пекин (КНР): 1991: № II, с. 1-2.

24. Каблов E.H. Особенности высокоградиентной направленной кристаллизации,- В сб.: Тезисы докладов 2-ой китайско-российской конференции "Авиационные материалы и технология". - Пекин (КНР): ¡993, с.40-43.

25. Каблов E.H. Литейные жаропрочные сплавы для литья лопаток ГТД с монокристаллической структурой. - В сб.: Тезисы докладов 1-ой китайско-российской научной конференции "Авиационные материалы и технология". -Пекин (КНР): 1992, с.31-31.

26. Кулешов М.П., Калинин В.П., Глотов Е.Б., Каблов E.H. Специализированное оборудование для литья по выплавляемым моделям жаропрочных сплавов и сталей. - Литейное производство, 1993, №4, с.29-33.

27. Василенок Л.Б., Шалин P.E., Каблов E.H. Микролегирование и модифицирование жаропрочных сплавов (Авторадиографическое исследование). - В сб.: Тезисы докладов Всесоюзного симпозиума "Новые жаропрочные и жаростойкие сплавы". - Звенигород: 1989 (апрель), с. 15.

28. Моностырский В.Г., Каблов E.H. и др. Исследование и оптимизация процесса направленной кристаллизации отливок из жаропрочных сплавов с помощью пакета прикладных программ (ППП) НК-2. - В сб.: Тезисы докладов V Международной научно-технической конференции "Кристаллизация и компьютерные модели". - Ижевск (УдГУ): 1992 (октябрь), с.27.

29. Каблов E.H., Баканеев Е.И. Разработка технологического процесса поверхностного модифицирования жаропрочных сплавов при литье охлаждаемых лопаток с целью повышения рабочих характеристик и надежности работы авиационных турбин. - В сб.: Тезисы докладов IX научно-технической конференции. 1974, с.3-4 (ВИАМ).

30. Каблов E.H. Защитные жаростойкие покрытия для лопаток ГТД. - В сб.: Тезисы докладов российской научно-технической конференции "Металлические материалы, методы их обработки". М.: (МАТИ)1994 (ноябрь), с. 10.

31. Каблов E.H., Баканеев Е.И. Влияние величины макрозерна и морфологии карбо-боридной фазы на служебные характеристики сплава ЖС6У. - В сб.: Тезисы докладов VII отраслевой научно-технической конференции. - М.: ВИЛС, 1977, с.13-14.

32. Каблов E.H., Мубояджян С.А. и др. Перспективы применения в авиадвигателестроении ионной технологии. - Авиационная промышленность, 1992, №9, с.9-12.

33. Каблов E.H. Особенности высокоградиентной направленной кристаллизации лопаток ГТД. - В сб.: Тезисы докладов российской научно-технической конференции "Металлические материалы, методы их обработки". Ivi.: (IviATH), i 594 (ноябрь), с. 13.

34. Каблов E.H., Мубояджян С.А., Будиновский С.А. Вакуумный плазменный технологический процесс получения многокомпанентных покрытий на лопатках турбины. - В сб.: Тезисы докладов Международной научно-технической конференции "Авиадвигатель 92". - М.: ВДНХ, 1992 (апрель), с.54-56.

35. Каблов E.H., Будиновский С.А., Мубояджян С.А. Высокотемпературные жаростойкие конденсаторко-диффузионные покрытия для лопаток турбины. - В сб.: Тезисы докладов 1-ой Международной конференции "Авиация.Пути развития". - М.: 1993(ноябрь), с.15-18.

36. Ломберг Б.С., Каблов E.H. Структура и свойства порошковых никелевых сплавов. - В сб.: Тезисы докладов Международной конференции по порошковым материалам. - Лондон (Англия): 1992 (июнь), с.253.

37. Каблов E.H. Защитные жаростойкие покрытия для лопаток ГТД. - В сб.: Тезисы докладов Российской научно-технической конференции "Металлические материалы, методы их обработки". - М.: MATH, 1994 (ноябрь), с. 10.

38. Сулима A.M., Ягодкин Ю.Д., Пастухов K.M., Каблов E.H. Ионно-лучевая модификация свойств защитных покрытий на жаропрочных никелевых сплавах. - В сб.: Тезисы докладов Российской научно-технической конференции "Интенсивные технологии в производстве летательных аппаратов". - М.: ЦИАМ, 1994 (ноябрь), с.5.

39. Каблов E.H., Мубояджян С.А. Защитные жаростойкие покрытия для лопаток ГТД. - В сб.: Тезисы докладов Международной аэрокосмической конференции. - М.: МГУ, 1994 (август), с.47.

40. Сулима A.M., Ягодкин Ю.Д., Пастухов K.M., Каблов E.H. Мубояджян С.А. Электронно-лучевая обработка лопаток газовых турбин. - В сб.: Тезисы докладов Российской научно-технической конференции "Интенсивные технологии в производстве летательных аппаратов". М.: 1994 (ноябрь), с.9.

41. Каблов E.H. Поверхностное модифицирование жаропрочных сплавов алюминатом кобальта при литье лопаток ГТД. - М.: Металлургия, 1978, № 7, с.60-61.

42. Чубаров В.Г., Степанов В.М., Каблов E.H. и др. Модификатор. A.c. 615678 (СССР).

43. Михайлов И.А., Степанов В.М., Каблов E.H. Модификатор для никелевых сплавов в литье по выплавляемым моделям. A.c. 616738 (СССР).

44. Чубаров В.Г., Каблов E.H., Шалин P.E. Способ обработки литейных стержней. A.c. 832856 (СССР).

45. Каблов E.H., Чубаров В.Г., Степанов В.М. и др. Суспензия для изготовления керамических форм. A.c. 752905 (СССР).

46. Каблов E.H., Алексеева Н.И., Степанов В.М. и др. Способ изготовления многослойных оболочковых форм. A.c. 1187346 (СССР).

47. Каблов E.H., Семенов В.И. и др. Модифицирующий раствор. A.c. 1072232 (СССР).

48. Шалин P.E., Каблов E.H., Бондаренко Ю.А. и др. Способ получения отливок с направленной структурой. Патент И 183358/A3, В22Д, 27/04, 1994.

49. Каблов E.H., Мубояджян С.А., Пастухов и др. Способ ионного модифицирования поверхностного слоя деталей машин. A.c. 4888526/27, положит, решение от 07.08.1991.

50. Каблов E.H., Латышев В.Б. и др. Жаропрочный сплав на основе никеля. A.c. 4945439/02, положит.решение от 23.03.93.

51. Бунтушкин В.П., Ефимов В.Е., Каблов E.H. и др. Литейный сплав на основе никеля. a.c. 50Ы99ЬЛ)2, положит.решение от 11.09.1992.

52. Каблов E.H., Герасимов В.В. и др. Устройство для получения монокристаллических отливок. Патент РФ 93017387/02, положит.решение от 30.01.95.

53. Братухин А.Г., Шалин P.E., Толораия В.Н., Каблов E.H. и др. Устройство для получения монокристаллических отливок. Патент РФ. A.c. 93-057818/02(057903), положит.решение от 07.03.95.

Содержание

стр.

Общая характеристика работы.............................................................................. 3

Раздел 1. Разработка технологического процесса поверхностного модифицирования жаропрочных сплавов при литье лопаток ГТД....................... 6

1.1. Состояние вопроса и постановка задачи исследования.................................. 6

1.2. Изучение механизма поверхностного модифицирования............................... 8

1.3. Разработка технологического процесса поверхностного модифицирования жаропрочных сплавов алюминатом кобальта при литье лопаток ГТД.......... 11

1.4. Структура сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием....................14

1.5. Влияние поверхностного модифицирования на предел выносливости литейных жаропрочных сплавов...............................................................................17

Раздел 2. Разработка высокоградиентного технологического процесса литья монокристаляических лопаток ГТД с высокой степенью структурного совершенства и дисперсностью дендритной структуры................21

2.1. Состояние вопроса и постановка задачи исследования...................................21

2.2. Пути повышения степени структурного совершенства монокристаллических отливок.....................................................................................................26

2.3. Влияние режимов направленной кристаллизации на микропористость монокристаллических отливок из жаропрочных сплавов................................33

2.4. Зависимость температурного градиента от условий кристаллизации и конструкции теплового узла установки с жидкометаллическим охлаждением.........39

2.5. Влияние температурного градиента при кристаллизации на характеристики микроструктуры жаропрочных интерметаллидных сплавов на основе №зА1..42

2.6. Зависимость служебных характеристик сплава ВКНА-1В от температурного градиента при кристаллизации.........................................................................47

Раздел 3. Внедрение в промышленность разработанных процессов управления структурой жаропрочных сплавов при литье лопаток ГТД...................51

Выводы....................................................................................................................52

Список основных опубликованных работ по материалам диссертации................54

60x90/16. Печать офсетная. Тир. 100 экз. Зак. 192/1-95

Подписано в печать 24.04.95 г. Бумага офсетная № 1. Объем

Фермат 3,75 п.л.

Отпечатано в типографии МАП. 105118 г. Москва,3-я ул. Соколиной горы, д. 4.