Full Text

Никелевые жаропрочные монокристаллические сплавы [1; 2] представляют собой класс материалов с уникальными свойствами. К отличительным особенно-стям данного класса материалов можно отнести крайне высокие показатели длительной прочности и сопротив-ления высокотемпературной ползучести за счет отсут-ствия межзеренных границ [3], высокую стойкость к коррозии [1]. В то же время следует отметить анизотро-пию механических свойств [3–6], а также снижение, по сравнению с поликристаллическими материалами, тер-моинициированных напряжений и рост сопротивления малоцикловой усталости, обусловленные уменьшением модуля упругости в осевом направлении лопаток [4; 5]. Развитие газотурбинных двигателей (ГТД) неотрывно связано с повышением рабочих температур [7; 8] (рис. 1), что, в свою очередь, способствует развитию жаропрочных сплавов. Так, температура газа перед турбиной в двигателях пятого поколения, например в современном российском двигателе ПД-14 [9; 10], достигает 1850 K (1577 °С) [7]. Целевым показателем военных двигателей шестого поколения является дос-тижение температуры 2350 K [7]. Современный россий-ский монокристаллический сплав на никелевой основе ВЖМ4, применяемый для производства лопаток двига-телей пятого поколения, в том числе ПД-14 [10], имеет стабильное структурное состояние вплоть до 1473 K (1250 °С) [11], что составляет примерно 90 % от темпе-ратуры плавления материала [4]. Таким образом, в на-стоящее время монокристаллические никелевые сплавы являются практически безальтернативными материала-ми для лопаток газотурбинных двигателей 5-го и 6-го поколений [12]. На макроуровне монокристаллические сплавы на основе никеля обнаруживают свойства куби-ческой симметрии, при которой механические свойства оказываются практически одинаковыми для трех вза-имно перпендикулярных направлений. Монокристаллические сплавы на никелевой основе представляет собой двухуровневый иерархически упо-рядоченный материал, свойства которого на макро- Рис. 1. Температура газа перед турбиной в зависимости от поколения ГТД Fig. 1. Gas temperature in front of the turbine depending on the generation of gas turbine engines уровне (уровень деталей ГТД) определяются структур-но-фазовым состоянием микроструктуры, ее морфоло-гии и свойствами отдельных ее компонентов. На микро-скопическом уровне рассматриваемые материалы пред-ставляют собой структуру, которая состоит из двух фаз: матрицы из γ-фазы, формирующейся на основе Ni3Al и квазипериодически расположенных дисперсных включений γ'-фазы [2–4] (рис. 2). В изначальном состоянии при нормальных условиях частицы γ'-фазы представляют собой кубоиды со средним размером ~500 нм, разделенные прослойками γ-фазы с попереч-ным размером 50–90 нм, объемная доля γ'-фазы со-ставляет порядка 70 % [2; 13]. Различие составов γ- и γ'-фаз обусловливает несоот-ветствие периодов их кристаллических решеток и, как следствие, отличие коэффициентов линейного темпера-турного расширения [1; 2; 14–19]. Относительную раз-ность периодов кристаллической решетки называют мисфитом: , (1) где – периоды решеток отдельных фаз. Наличие мисфита приводит к возникновению ха-рактерных для никелевых жаропрочных монокристал-лических сплавов межфазных термических напряжений, что делает необходимым его учет в формулировках многоуровневых моделей неупругого деформирования. В работах [15; 20; 21] показано, что мисфит является одним из факторов, влияющих на жаропрочность моно-кристаллических сплавов. Для большинства жаропрочных монокристалличе-ских сплавов на никелевой основе характерное значение мисфита δ при температуре 293 K (20 °С) лежит в пределах –0,1…–0,2 % [17] и возрастает по абсолютной величине до значений –0,2…–0,4 % при достижении температуры 1173–1273 K (900–1000 °С) [18; 22]. Другим важным параметром является несоответст-вие упругих модулей отдельных фаз: , (2) где и определяются разностью компонент тен-зоров упругих модулей . Для большинства современных никелевых моно-кристаллических сплавов параметр m положителен, его величина имеет порядок 0,1 [23]. Структурно-фазовое состояние никелевых монокри-сталлических сплавов имеет существенную зависи-мость от напряженного состояния и температуры [3; 13; 24–26]. Структурно-фазовое состояние можно охарактеризовать двумя основными факторами: объемной долей γ'-фазы и морфологией γ'-включений. При температурах, превосходящих 1223 K (950 °С), резкую тенденцию к уменьшению доли упрочняющей фазы имеет ее зависимость от температуры. На рис. 3 представлена температурная зависимость объемной доли γ'-фазы монокристаллических сплавов SRR99, AM1, CMSX-4. Красной линией показана аппроксимация данных на основе уравнения (3). Зависимость объемной доли γ'-фазы от темпера-туры может быть получена на основе эмпирической зависимости [27] , (3) где A, B, Q – параметры модели, значения которых для рассматриваемых сплавов представлены в табл. 1, R – универсальная газовая постоянная. а б Рис. 2. Микроструктура монокристаллического сплава на никелевой основе [2] (а); 3D-идеализация (γ-фаза не показана) (b) Fig. 2. Microstructure of a nickel-based single-crystal alloy [2] (a); 3D idealization (γ phase not shown) (b) Рис. 3. Зависимость объемной доли γ'-фазы монокристалличе-ских сплавов SRR99, AM1, CMSX-4 от температуры [13] Fig. 3. Dependence of the volume fraction γ' of the SRR99, AM1, CMSX-4 single-crystal alloys on temperature [13] Таблица 1/Table 1 Значения параметров уравнения (3) Values of the equation parameters (3) Параметр A, [–] B, [–] Q, кДж/моль Значение 0,71 85071 148 В широком диапазоне температур (вплоть до 1273 K для сплава CMSX-4) для монокристаллических сплавов при изотермической ползучести и выдержках без нагрузки при постоянных температурах объемная доля γ'-фазы остаётся постоянной [23; 28] (рис. 4). При пре-вышении критической температуры доля γ'-фазы имеет тенденцию к уменьшению в процессе ползучести. На рис. 5 представлены зависимости объемной доли γ'-фазы сплава CMSX-4 от времени при высокотемпера-турной ползучести (T = 1323 K) при одноосном растя- Рис. 4. Зависимость объемной доли γ'-фазы сплава CMSX-4 от времени при изотермической высокотемпературной ползучести при одноосном растяжении и выдержке без нагрузки при T = 1273 K Fig. 4. Time dependence of the volume fraction γ' of the CMSX-4 alloy phase during isothermal high-temperature creep under uniaxial tension and holding without load at T = 1273 K жении в направлении [001] и при сдвиге в плоскости (001) в направлении , построенные на основе литературных данных [13]. Как было отмечено выше, при высокотемпературной ползучести происходит изме-нение морфологии γ'. При растяжении вдоль главных кристаллографических осей никелевых монокристаллов изначально кубоидные частицы γ'-фазы вытягиваются в направлении, совпадающим или перпендикулярном приложенной нагрузке, коа-лесцируют между собой, образуя так называемую рафт-структуру [1–4; 22; 23; 26; 29–31]. В случае, если γ'-частицы сращиваются в стержни или пластины, ориентированные перпендикулярно направлению приложенной нагрузки, говорят о рафтинге N-типа, в противном а b Рис. 5. Зависимость объемной доли γ'-фазы сплава CMSX-4 от времени при высокотемпературной ползучести (T = 1323 K) при: а – одноосном растяжении в направлении [001]; b – при сдвиге в плоскости (001) в направлении Fig. 5. Dependence of the volume fraction γ' of the CMSX-4 alloy phase at high-temperature creep (T = 1323 K) with a) uniaxial tension in the [001] direction and b) with shear in the (001) plane in the direction on time Рис. 6. Схема эволюции микроструктуры монокристаллических сплавов на никелевой основе при высокотемпературной ползучести (рафтинг) Fig. 6. Scheme of the evolution of the microstructure of nickel-based single-crystal alloys during high-temperature creep (rafting) Рис. 7. Кривая ползучести монокристаллического сплава TMS-138 при 1373 K (1100 °С) и 137 МПа [39] для ориентации [001]. По оси абсцисс отложен безразмерный параметр τс, равный отношению текущего времени к времени разрушения образца Fig. 7. Creep curve of the TMS-138 single-crystal alloy at 1373 K (1100 °C) and 137 MPa [39] for the [001] orientation. The abscissa shows the dimensionless parameter τc, which is equal to the ratio of the current time to the sample destruction time случае речь идет о рафтинге P-типа (рис. 6). Для боль-шинства современных жаропрочных монокристалличе-ских сплавов реализуется рафтинг N-типа. В общем случае тип рафтинга зависит от знаков и величин пара-метров δ и m, а также от знака приложенной нагрузки. Изменение морфологии γ'-включений наблюдается, например, при обследовании лопаток газовых турбин после их эксплуатации [19; 22; 32–34]. Как отмечается в работе [30], рафтинг имеет существенное влияние на механические свойства сплавов и, как следствие этого, на надежность ответственных элементов ГТД. Рафтинг приводит к снижению жаропрочных свойств сплавов [29], возрастанию скорости ползучести [35]. Рафтинг N-типа способствует снижению сопротивления мало-цикловой усталости [36–38]. Эволюция микроструктуры в процессе ползучести (рис. 7) показана на рис. 8 [39] для сплава TMS-138. Рафт-структура образуется на первой, неустановив-шийся стадии ползучести (см. рис. 8, а, b), на второй стадии морфология γ'-включений практически не ме-няется, однако толщина γ'-пластин несколько увеличи-вается, тогда как продольные размеры уменьшаются [17] (см. рис. 8, c). На третьей, ускоренной стадии пол-зучести за счет возникновения синусоидальных воз-мущений на поверхности раздела γ-матрицы и γ'-вклю-чений происходит образование зигзагообразных пла-стин (рис. 8, d) вплоть до топологической инверсии микроструктуры (см. рис. 8, e). Изменение морфологии γ'-включений при приложе-нии нагрузки вдоль кристаллографических осей моно-кристалла сопровождается двумя процессами – измене-нием формы и дальнейшей коалесценцией включений (рафтинг), а также их однородным (изотропным) ук-рупнением [31]. В этом случае изменение морфологии может описано с помощью двух геометрических пара-метров – периодом микроструктуры в направлении приложении нагрузки 001, расстоянием между отдель-ными включениями в том же направлении w (рис. 9). Удобным представляется использование безразмерного параметра ξ, характеризующего степень рафтинга и определяемого следующим образом: , (4) где wcube – ширина горизонтальных каналов между включениями в исходном материале, wraft – ширина ка-налов после сращивания включений, . Значения wcube и wraft могут быть найдены из сле-дующих соотношений: , (5) . (6) Период микроструктуры в направлении приложе-нии нагрузки независим от уровня нагрузки [31]. Его изменение от температуры может быть определено на основе эмпирической зависимости: . (7) Степень рафтинга ξ может быть найдена из сле-дующего соотношения: . (8) а b c d e Рис. 8. Эволюция микроструктуры монокристаллического сплава TMS-138 в процессе высокотемпературной ползучести при 1373 K (1100 °С) и 137 МПа [39]: а – τс = 0,03; b – τс = 0,1; c – τс = 0,5; d – τс = 0,95; e – τс = 1 Fig. 8. Evolution of the microstructure of the TMS-138 single-crystal alloy during high-temperature creep at 1373 K (1100 °C) and 137 MPa [39]: а – τс = 0.03; b – τс = 0.1; c – τс = 0.5; d – τс = 0.95; e – τс = 1 a b c Рис. 9. Схема эволюции микроструктуры при высокотемпературной ползучести: а – исходное состояние (ξ = 0); b – промежуточное состояние; c – образование рафт-структуры (ξ = 1) Fig. 9. Scheme of microstructure evolution at high temperature creep: а – initial state (ξ=0); b – intermediate state ; c – formation of a raft structure (ξ=1) Для сплава CMSX-4 параметры моделей (7) и (8) принимают следующие значения [31]: = 0,709 μm, a = 0,0745, = 5,2•109 c–1, = 243 КДж/моль, = = 1,16•1010 c–1, = 405 КДж/моль, p = 9,83, = 955 МПа. Наряду с рассмотренными эмпирическими моделя-ми, описывающими процесс эволюции фазового соста-ва, широко представлены термодинамически мотивиро-ванные модели [26; 30; 40–42]. Отдельно следует выде-лить работы, посвященные прямому моделированию процессов эволюции γ/γ'-микроструктуры [43–46]. Турбинные лопатки современных ГТД работают в условиях высокотемпературной ползучести, что делает актуальным разработку соответствующих моделей. Для прогнозирования напряженно-деформированного состояния монокристалличес¬ких лопаток при сложных программах термомеханического нагружения можно рассматривать два основных подхода [6; 47–51]: • применение феноменологических моделей ползу-чести, описывающих поведение материала на макро-скопическом уровне [6; 52–56], • применение микромеханических моделей, учиты-вающих, что неупругие деформации происходят в соот-ветствии с механизмом скольжения по активным системам скольжения и в значительной мере зависят от кристаллографической ориентации монокристалла по отношению к направлению внешнего воздействия [1; 6; 52; 57; 58]. На данный момент существует достаточно большое количество микромеханических [1; 6; 47–53; 57–66] и феноменологических [6; 52–56] моделей неупругого деформирования, однако модели, учитывающие наличие γ- и γ'-фаз при высокотемпературной ползучести, находятся на стадии разработки [1; 35; 46; 67]. Целью исследования является разработка много-уровневой микромеханически мотивированной модели ползучести монокристаллических сплавов на никелевой основе, учитывающей наличие γ- и γ'-фаз. Аналогичные исследования для упругопластических моделей рассмотрены в работе [68].

About the authors

A. I. Grishchenko

Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University

A. S. Semenov

Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 148

PDF (Russian) - 135