симс (Симс Ч.Т., Норман С.С., Уильям С.Х., - 1995 Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. Том 2), страница 64

Начиная с 1940 г. жаропрочность сплавов повышалась примерно на 10оС в год до достижения на рубеже семидесятых голов предельного для обычных литейных поликристаллических суперсплавов значения. На рис. 20.1 показано также, что с начала шестидесятых годов сформировалось два семейства материалов для рабочих и направляющих лопаток 328 1990 1950 1960 1970 1990 /а0ы Рисдж1. ПовыШение паропрочности суперспдавов (температура для 100-ч длительной прочности при папряиении около 140 МПа), начиная с 1940 г.

ЙТ1цг= =11 сС1г Рнс.20.2. Три периода в развитии суперсппавов: 1 — направленные структуры; 2 — вакуумная плавка; у — открытаа плавка нчо гово овво иго юво шао Гсаы Разработка сплавов с анизотропной структурой началась с работы Верснайдера с соавторами (2], выполненной на фирме "Ргаы апд 'туЫ1пеу А1гСга11", и привела, в конце концов, к разработке промышленной технологии массового производства рабочих и направляющих лопаток турбин из направленно-твердеющего сплава МА1с-М 200+ Н1 методом вытягивания пучка зерен с (001) кристаллографической ориентацией, отличающейся низким значением упругих модулей и высоким пределом ползучести, из водоохлаждаемого медного холодильника.

В период с 1975 по 1985 г. были проведены 329 Т а б л я и а 201. Хамвческва соевая аааболсс расаростравсавык сплавов Ллв мовокрасталлвческого латая а трек ак арелшествсвааков Хвмяческяа сосмя, % (по массе) Сплав Со Сг Мо % Та А! Т1 НГ С В Ег О,б 10,0 3,3 1,0 10,5 3,3 8,0 10,0 3,2 0,5 7,5 б 4 12 95 2,8 МАК-М24710 8,4 !ЧАВА!К 100- 9,о "А!!оу 3" 5,1 8,7 СМБХ 3 4 75 Р%А-1480 5 10 В К К-99 5 8,5 1,4 0,15 0„015 0,05 5,5 1,0 5,8 1,0 5,4 1,1 5,5 0,9 5,0 1,5 5,5 2,2 О,б 0,1 330 интенсивные исследования нескольких конкурирующих систем с целью разработки материала с анизотропной структурой, способного заменить направленно твердеющий сплав МАК-М 200+ Н(. Среди этих конкурирующих систем были монокристаллические (т.е.

с единственным зерном) литейные супер- сплавы, направленно-твердеющие эвтектические литейные суперсплавы, направленно-рекристаллизующиеся прессованные порошковые суперсплавы (с или без дисперсных частиц оксидов) и упрочняемые волокнами суперсплавы. Победителем в этом соревновании — как с технической, так и с экономической точки зрения — оказались монокристаллические литейные суперсплавы. Они и были приняты большинством производителей в качестве материалов для рабочих и направляющих лопаток турбин высокоэффективных авиационных двигателей последних моделей. Состав некоторых наиболее типичных монокристаллических сплавов приведен в табл.20.1 (подробно эти сплавы рассмотрены в гл.7). Высокопрочный литейный сплав МАК-М 247 с успехом использовался для производства как равноосных поликристаллических отливок, так и отливок, полученных в процессе направленного затвердевания.

Изготовленные из него монокристаллические отливки не отличаются лучшей по сравнению с отливками, полученными направленным затвердеванием, жаропрочностью, хотя отмечаются меньшим разбросом значений этого параметра. Сплав НАБА!К 100 8С был получен путем удаления из сплава МАК-М 247 всех элементов, упрочняющих границы зерен (например, С, В, Н1 и Хг). Экснериментально установлено, что жаропрочность НА8А!К 100 примерно на 28оС выше, чем сплава МАК-М 247. Испытания пока- залп, что структура НАВА1К 100 нестабильна и в питом состоянии в нем присутствуют выделения !г-фазы, которые при емпературиых выдержках переходят в Ме,С. Ме С. обавка 5%Со в !чАЯА1К 100 решает проблему стабильности структуры.

Дополнительное легирование гафнием (0,6%) улучшает сопротивление окислению и такой сплав, разработанный в процессе выполнения все той же исследовательскои программы НАБА в рамках которой был создан и НА8А1К 100, получил название "А!!о 3" (3]. Процесс оптимизации состава завершился сооу зданием промышленного монокристаллического сплава С МВХ-3 близкого к А!)оу 3, но с более низким содержанием гафния и измененным отношением концентраций тантала и вольфрама.

Сплавы Р%А-1480 [4~ и 8КК-99 !5~ также относятся к первому поколению сплавов монокристаллического класса. Все эти монокристаллические сплавы первого поколения обладают практически одинаковым пределом ползучести и прочности после соответствующей термообработки, хотя другие их важные свойства меняются. Следующим важным этапом в работах по созданию монокристаллических сплавов явилась разработка сплавов с рением, улучшающим их жаростойкость, и небольшими добавками иттрия и/или редкоземельных элементов, например лантана, для улучшения коррозионной стойкости сплавов в агрессивных средах.

Благотворное влияние рения на жаропрочность связано с тем, что он упрочняет матрицу сплава, а также препятствует огрублению мелких выделений 7'-фазы при температурных выдержках. Иттрий и редкоземельные элементы в соответствующих пропорциях стабилизируют оксидные пленки оксида алюминия и оксида хрома на поверхности сплава, что придает ему заметную стойкость к окислению и позволяет обходиться без применения защитных покрытий на поверхности лопастей турбинных лопаток (61. Использование в качестве легирующего элемента рения существенно повышает стоимость сплава.

Для повышения экономической эффективности промышленного применения таких сплавов необходимо разработать технологию повторной переработки отходов литейного производства для возвращения в оборот материала, расходуемого на литейные заслонки и прибыльную часть отливки, а также бракованных деталей. Успешная разработка не требующих покрытия сплавов, содержащих иттрий и редкоземельные элементы, потребует исключительно жесткого ко- 331 нтроля за взаимодействием расплава металла с керамикой во время приготовления исходного сплава и в процессе его литья. Это то необходимо для предотвращения попадания в сплав активных эле ментов из вос стана вливающихся оксидов из керамических тиглей и стержней в процессе приготовления и разливки сплава.

Не следует ожидать значительных достижений в разработке суперсплавов для дисков турбин. С тех пор, как в шестидесятых годах был д были разработаны порошковые суперсплавы (модификации 1Х-100 и Кепс 95) не появилось никаких новых высокопрочных дисковых сплавов. Исключительно высокая прочность этих сплавов на растяжение при е придает им желательную максимально высокую малоцнкловую усталости ю п очность, но достигается это ценой повышения скорости оста трещин при высокоцикловом нагружении.

Большие усилия были приложены для сведения к минимуму размеров внутренних деф планах и для разработки сверхчувствительфектов в этих сплава ных неразрушающих методов контроля и оборудования для обнаружения небольших дефектов и трещин в объеме и на поверхности дисков в критически напряженных областях. Вероятность создания еще более прочных сплавов для турбинп указывает на ных дисков мала, так как весь прошлый о ыт более высокую чувствительность к дефектам более прочных сплавов по сравнению со сплавами, используемыми в настоящее время.

Привлекает внимание, однако, возможность изготовления более п рочных и плотных дисков из сплавов с у-матрицей типа %,А!, упрочняемых выделениями частиц второй фазы. Еще одним конкурирующим классом материалов для высококачественных турбинных дисков является е ся семейство сплавов на основе интерметаллидного соединения Т[,А1. Сплавы этого типа по сравнению с никелевыми суперсплавами имеют значительно более низ кую плотность и сохраняют достаточно высокий предел ползучести до 625еС.

0 днако прочность на разрыв таких Т(,А! сплавов пока не отвечает требованиям к материалам для турбинных дисков, а их пластичность при комнатной температуре невелика. В на т с оящее время предпринимаются энергичные усилия для исправления этих не остатков. их недо- 332 20.2. Сверхчистые металлы В перспективе основной упор в области сплавов для турбинных дисков будет сделан на получение очень чистых материалов и их применение для изготовления деталей с очень однородной микроструктурой, что позволит повысить временное сопротивление и малоцикловую усталость материала, а также его сопротивление росту трещин до максимально возможного значения.

Применение сверхвысокопрочных порошковых сплавов, таких как Кепе 95 и Оа1опхед ПЧ-100, для изготовления дисков стало возможным лишь в результате предпринятых усилий по сведению к минимуму размера самых больших дефектов, присутствующих в готовых деталях, что было необходимо из-за опасности относительно быстрого распространения трещин под действием высоких механических напряжений, возникающих в дисках [7[. Проявилась тенденция, которая в будущем станет еще сильнее, к использованию все более узко специализированных технологических процессов очистки для получения как можно более чистых исходных материалов для последующего изготовления из них порошка.