ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА ПРОЦЕССА НАПРАВЛЕННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ С ОХЛАЖДЕНИЕМ ФОРМ АРГОНОМ ДЛЯ ЛИТЬЯ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ЛОПАТОК ГАЗОВЫХ ТУРБИН тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.04, кандидат наук Яковлев Евгений Игоревич

• Яковлев Евгений Игоревич
• кандидат наук
• 2015

Оглавление диссертации кандидат наук Яковлев Евгений Игоревич

Оглавление

Введение

ГЛАВА 1. Анализ существующих процессов направленной кристаллизации лопаток газовых турбин

1.1 Процесс направленной кристаллизации с охлаждением по методу Бриджмена-Стокбаргера

1.2 Процесс направленной кристаллизации с охлаждением в жидкометаллическом охладителе LMC

1.3 Альтернативный кристаллизатор

1.4 Процесс направленной кристаллизации с охлаждением поверхности форм струями инертного газа в вакууме ^СС)

ГЛАВА 2. Аналитическое исследование тепловых параметров газового охлаждения при направленной кристаллизации

3. ГЛАВА 3. Разработка методики экспериментальных исследований

3.1. Общие положения

3.2. Моделирование на «тонкой стенке»

ГЛАВА 4. Экспериментальные исследования зависимости распределения коэффициента теплоотдачи ак по поверхности формы от параметров газового охлаждения

4.1. Зависимость коэффициента теплоотдачи ак от исходной скорости газа и конструкции сопла

4.2. Зависимость коэффициента теплоотдачи ак от горизонтальных углов натекания газа на форму, диаметра критического сечения сопла и расстояния от сопла до формы

4.3. Зависимость коэффициента теплоотдачи ак от полного давления струи газа и давления газа в барокамере

4.4. Зависимость коэффициента теплоотдачи ак от вертикальных углов натекания газа на форму

4.5. Особенности газового охлаждения блока лопаток

4.6. Выбор целесообразных параметров процесса направленной кристаллизации с газовым охлаждением форм

ГЛАВА 5. Реализация технологического процесса ПГО направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин

5.1. Постановка задач и выбор объектов

5.2. Модернизация оборудования

5.3. Освоение технологического процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном и отливка опытной партии лопаток

5.4. Структура и свойства сплава ЧС88У

ГЛАВА 6. Разработка коррозионностойкого жаропрочного никелевого сплава

6.1. Критерии и принципы легирования коррозионностойких жаропрочных никелевых сплавов

6.2. Разработка сплава НКМ-1 с направленной структурой для лопаток перспективных высокотемпературных газовых турбин

Общие выводы

Список использованной литературы

Приложение №1 Патент № 2536853 от 20.10.2014г. «Способ получения отливки лопатки газовой турбины с направленной и монокристаллической структурой»

Приложение №2 Акт об использовании результатов кандидатской диссертационной работы

Приложение №3 Протоколы исследований сплава ЧС88У с направленной структурой

Приложение №4 Патент № 2524515 от 27.07.2014г. «Жаропрочный сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток газотурбинных установок»

Приложение №5 Протоколы исследований сплава НКМ-1 с направленной структурой.

Сокращения и обозначения.

ПГО - процесс направленной кристаллизации с газовым охлаждением форм аргоном;

ГТД - газотурбинный двигатель; ГТУ - газотурбинная установка; НК - направленная кристаллизация; МК - монокристалл;

GCC - Gas Cooling Casting (метод газового охлаждения форм);

LMC - метод жидкометаллического охлаждения в расплаве алюминия;

АК - альтернативный кристаллизатор;

ЖС - жаропрочный сплав;

ПШЗ - паспортная шихтовая заготовка;

а - коэффициент температуропроводности газа; М - число Маха;

q - удельный тепловой поток;

£пр - приведенная степень черноты;

ф - коэффициент облученности;

Т - абсолютная температура излучающей поверхности; То - абсолютная температура поверхности охлаждения;

а - коэффициент теплоотдачи;

ак - коэффициент конвективной теплоотдачи;

ал - коэффициент теплоотдачи лучеиспусканием (излучением);

йл - среднее значение коэффициента теплоотдачи лучеиспусканием поверхности

формы;

Т - среднее значение абсолютной температуры поверхности формы; Vn - скорость перемещения (протяжки) формы;

W - скорость кристаллизации;

О - градиент температур;

Т - температура поверхности формы; K - показатель адиабаты;

Ср - изобарная теплоемкость газа;

Су - изохорная теплоемкость газа;

dкр - диаметр критического сечения сопла;

Р0 - полное давление газа в струе;

Рк - давление в окружающем пространстве; Бо - суммарное критическое сечение сопел; е - степень черноты поверхности стенки; ф - коэффициент облученности;

Т№1 - температура поверхности в момент времени т1 начала обдува при обтекании модели;

Т№2 - температура в момент времени х1+Ах; Тг - температура охлаждающего газа; у - плотность материала стенки; с - теплоемкость материала стенки; X - коэффициент теплопроводности материала стенки; 5 - толщина стенки; т - время; О - расход газа;

вт - уровень начальной турбулентности в струе; у- горизонтальный угол наклона оси сопла к модели; в - угол вертикального наклона оси сопла;

- расстояние от среза сопла до модели; Б - криволинейная координата в направлении хорды модели; Ъ - координата по высоте модели;

Nu - критерий Нуссельта; Re - критерий Рейнольдса; Рг - критерий Прандтля;

Vr - скорость газовой струи; d - поперечный размер газовой струи; и - коэффициент кинематической вязкости газа; с - скорость звука;

КТЛР - коэффициент термического линейного расширения; Е - модуль Юнга;

ТПУ-фаза - топологически плотно упакованная фаза;

Aa - mismatch ( несоответствие параметров решеток у и у'- фаз).

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА ПРОЦЕССА НАПРАВЛЕННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ С ОХЛАЖДЕНИЕМ ФОРМ АРГОНОМ ДЛЯ ЛИТЬЯ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ЛОПАТОК ГАЗОВЫХ ТУРБИН»

Введение

В перспективных наземных газотурбинных установках ГТУ с повышенным КПД металл лопаток должен обладать высокими характеристиками жаропрочности, пластичности и сопротивления термоусталостным нагрузкам при удовлетворительной коррозионной стойкости для обеспечения эксплуатационных температур металла на уровне 870 - 910°С.

В соответствии с опытом ведущих мировых фирм по производству мощных ГТУ, для решения этих задач целесообразно разработать технологический процесс литья крупногабаритных рабочих лопаток с направленной или монокристаллической структурами.

Рост кристаллов начинается сразу после возникновения в расплаве центров кристаллизации и формирующаяся структура во многом определяется величиной переохлаждения [1-11].

Кристаллизация носит дендритный характер, в результате которой образуется четко выраженная преимущественная ориентировка кристаллов [1215].

Особенности структурообразования и конкурентного роста при направленной кристаллизации на данный момент широко исследованы и представлены в следующих работах [16 -36].

Методом направленной кристаллизации могут быть получены отливки со столбчатой структурой случайной ориентации, столбчатой направленной структурой и с монокристаллической структурой.

В России на начальном этапе развития процесса направленной кристаллизации была принята технология, при которой во время литья в форму с дном происходило зарождение малого количества зерен, и, в результате, в отливках получалась структура из столбчатых кристаллов случайной ориентации. При исследовании лопаток с такой структурой было обнаружено, что прочностные свойства в кристаллографическом направлении <011> ниже, чем у лопаток с равноосной поликристаллической структурой.

А при зарождении большого количества зерен и дальнейшего конкурентного роста в кристаллоотборнике формируется направленная структура лопатки, в которой зерна ориентированы в кристаллографическом направлении <001>, а границы зерен параллельны направлению главных растягивающих напряжений при эксплуатации лопатки в турбине [7,8,16].

Для обеспечения монокристаллической структуры наиболее целесообразными являются способы, когда зарождение происходит от тугоплавкой монокристаллической затравки, от которой через кристалловвод в результате направленной кристаллизации формируется структура всей отливки [37-40] и комбинированный способ «затравка плюс кристаллоотборник» [41-42].

Монокристаллическая структура обеспечивает наиболее высокий уровень свойств, особенно по сопротивлению термоусталостным нагрузкам. Однако, процент брака при литье монокристаллических крупногабаритных лопаток с протяженными полками больше, чем при формировании направленной структуры. Поэтому выбор структуры лопаток определяется конструкторскими требованиями и экономическими соображениями.

Применяемый за рубежом метод Бриджмена-Стокбаргера характерен малой скоростью охлаждения при направленной кристаллизации, что часто приводит к дефектам структуры лопаток и является причиной низкой производительности процесса.

Используемый в России метод жидкометаллического охлаждения в расплаве алюминия позволяет существенно повысить скорость охлаждения при кристаллизации, что обеспечивает устранение ликвационных дефектов, характерных для метода Бриджмена-Стокбаргера. Этот процесс успешно внедрен для литья малогабаритных (длиной до 200 мм) авиационных лопаток. Но при литье крупногабаритных рабочих лопаток перспективных наземных ГТУ возникает ряд технологических проблем (образование недопустимых дефектов из-за проникновения расплава алюминия на поверхность отливки через трещины формы, возникшие в процессе охлаждения отливки, и др.), которые делают его неэффективным.

В современных мощных энергетических турбинах США и Европы длина рабочих лопаток различных ступеней находится в диапазоне от 250 мм до 1000 мм. В последних моделях мощных энергетических турбин предусмотрены лопатки с направленной структурой длиной свыше 1000 мм.

Для таких лопаток весьма актуальной является проблема разработки специализированного технологического процесса направленной кристаллизации, который, обладая достоинствами ускоренного охлаждения, исключил бы те затруднения, которые возникают при использовании жидкометаллического охладителя при направленной кристаллизации крупногабаритных лопаток турбин.

Этим условиям может удовлетворять процесс направленной кристаллизации с газовым охлаждением отливок Gas Cooling Casting - GCC, однако патенты [43, 44] не содержат конкретных данных об целесообразных условиях реализации этого процесса, включая тепловые и аэродинамические параметры, состав инертного газа и особенности конструкции установки с газовым охлаждением форм.

Кроме того, для обеспечения необходимых служебных характеристик высокотемпературных газовых турбин необходимо использование жаропрочного коррозионностойкого никелевого сплава. Особенности легирования отечественных жаропрочных никелевых сплавов для лопаток современных авиационных турбин, последние тенденции и разработки в этом направлении представлены в следующих работах [45-56]. Однако применение авиационных жаропрочных никелевых сплавов в промышленных газотурбинных установках нецелесообразно, поскольку при температуре метала ~ 900 0 С ключевой характеристикой становится коррозионная стойкость [57], показатели которой в авиационных жаропрочных сплавах невелики, а современные покрытия в силу диффузионных процессов при длительной эксплуатации оказываются неэффективными. На данный момент коррозионностойкий жаропрочный никелевый сплав с направленной структурой, способный работать на длительный ресурс (~10-25 т. час.) при температурах 870-910 0С в Российской

Федерации не разработан, что ограничивает эксплуатационные характеристики крупногабаритных лопаток газовых турбин.

Таким образом, в данной работе необходимо разработать технологический направленной кристаллизации и коррозионностойкий жаропрочный сплав для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин.

Научная новизна:

1. Разработана оригинальная методика моделирования газового охлаждения форм при направленной кристаллизации с использованием теории подобия.

2. Впервые исследованы и установлены зависимости коэффициента конвективной теплоотдачи литейной формы от комплекса характеристик газового охлаждения при направленной кристаллизации для обеспечения качественного структурообразования крупногабаритных лопаток газовых турбин.

3. Обоснована достаточно высокая эффективность охлаждения при использовании аргона в качестве охладителя форм для направленной кристаллизации крупногабаритных лопаток турбин.

4. Выявлены объективные технологические преимущества разработанного процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном (ПГО) по сравнению с существующими методами направленной кристаллизации крупногабаритных лопаток.

Достоверность полученных результатов и обоснованность выводов обеспечиваются корректностью постановки задач исследования, комплексным подходом к их решению с использованием фундаментальных тепловых, аэродинамических и материаловедческих закономерностей, а также современных методов и методик, анализом литературных данных и критическим сопоставлением полученных в работе результатов.

Практическая ценность и реализация результатов работы:

1. На основе аналитических, экспериментальных и производственных работ определены целесообразные параметры охлаждения форм аргоном в процессе направленной кристаллизации крупногабаритных лопаток газовых турбин:

—Использование в качестве охладителя - инертного газа аргона, —Скорость газовой струи на выходе из сопла - 2,8 М (числа Маха), —Полное давление струи газа Ро = (4,0 - 5,0)105 Па, при кристаллизации

массивного замка (толщиной более 40 мм) - (7,0 - 7, 5)105 Па, —Давление в барокамере Рк = (0,10 - 0,30) 105 Па, —Горизонтальный угол наклона оси сопел у = (45 ± 15)°, —Вертикальный угол наклона оси сопел в = (20 ± 10)°,

—Расположение центров пятен охлаждения на расстоянии в пределах 52 - 70 мм от экрана,

—Расстояние от оси сопла до модели Х№ = (55 ± 30) мм, —Плотное радиальное расположение лопаток в блоке с центральным

размещением стояка, —При литье крупногабаритных лопаток целесообразно использовать следующие варианты:

—с хордой менее 50 мм-схему расположения одного сопла, —с хордой 50 - 70 мм-схему расположения двух сопел, —с хордой более 70 мм-схему расположения трех сопел. Оригинальность разработанного процесса подтверждается патентом РФ (№ 2536853 от 20.10.2014 г.).

2. Проведена на ОАО «НПО «Сатурн» модернизация промышленного оборудования для направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном.

3. Разработана и освоена технология направленной кристаллизации ПГО на модернизированной установке, которая позволяет повысить

производительность по сравнению с процессом Бриджмена-Стокбаргера в 1,8 -2,0 раза, и изготовлена опытная партия рабочих лопаток I ступени турбины ГТД-110.

4. Разработан химический состав нового высокожаропрочного коррозионностойкого сплава с направленной структурой НКМ-1, обеспечивающий существенное повышение свойств металла лопаток (патент № 2519075 от 10.06.2014 г.).

5. Направленная кристаллизация крупногабаритных лопаток из нового сплава НКМ-1 позволяет при использовании его в рабочих лопатках I ступени добиться в перспективной высокотемпературной турбине повышения температуры газа на входе до 1350°С (вместо 1220°С в турбине ГТД-110) и увеличить КПД турбины до 38,5 % (вместо35- 36% в ГТД-110).

6. Создан научно-технический задел производства крупногабаритных лопаток, изготавливаемых методом направленной кристаллизации, для отечественных мощных высокотемпературных ГТУ повышенной эффективности.

На защиту выносятся:

1. Методика моделирования газового охлаждения форм при направленной кристаллизации.

2. Выявленная зависимость распределения коэффициента теплоотдачи на поверхности формы от параметров газового охлаждения.

3. Концепция выбора целесообразных параметров газового охлаждения для направленной кристаллизации турбинных лопаток.

4. Параметры процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном.

5. Методическое обеспечение реализации технологического процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном и нового

высокожаропрочного коррозионностойкого сплава с направленной структурой.

6. Химический состав нового высокожаропрочного коррозионностойкого сплава для литья крупногабаритных лопаток с направленной структурой перспективных высокотемпературных газовых турбин.

ГЛАВА 1. Анализ существующих процессов направленной кристаллизации лопаток газовых турбин

Направленная и монокристаллическая структура может быть получена несколькими способами, представленными в данных работах [58 - 60]. В данной главе проведен анализ используемых в промышленности процессов направленной кристаллизации при литье лопаток газовых турбин.

1.1. Процесс направленной кристаллизации с охлаждением по методу Бриджмена-Стокбаргера.

В настоящее время в Западной Европе и США для изготовления лопаток с направленной и монокристаллической структурой в основном используется метод направленной кристаллизации Бриджмена-Стокбаргера [61 - 63], который состоит в постепенном затвердевании расплава в форме за счет торцевого охлаждения теплопроводностью в водоохлаждаемый холодильник (кристаллизатор) и охлаждения излучением в вакууме от боковой поверхности формы при ее перемещении из зоны нагрева в зону охлаждения (рисунок 1).

При этом эффект торцевого охлаждения ограничен длиной 40-60 мм, вследствие возрастания термического сопротивления затвердевающего металла. Эта длина близка к длине стартового устройства (кристалловвода) от монокристаллической затравки до литой лопатки, так что собственно монокристаллическая лопатка затвердевает вследствие охлаждения боковой поверхности формы.

Лучистый поток от поверхности формы слагается из суммы отдельных потоков от излучающих поверхностей в поверхности охлаждения.

Так, от j поверхности удельный тепловой поток qлyчj вт/м2 определяется из уравнения Стефана - Больцмана [64]:

Рисунок 1 - Процесс Бриджмена-Стокбаргера. 1. Отливка, 2. Мягкий теплозащитный экран, 3. Твердый теплозащитный экран, 4. Печь подогрева форм, 5. Кристаллизатор, 6. Зона охлаждения.

(Т_ Л4 Г т. 100

ч 4

о I

100

где £про - приведенная степень черноты; фj - коэффициент облученности; Тр абсолютная температура излучающей поверхности; То - абсолютная температура поверхности охлаждения.

Величина коэффициента облученности фj [65] определяется углами излучения от элемента j в поверхности охлаждения и, следовательно, изменяется от 1 до 0.

Так, при радиальном расположении лопаток в литейном блоке с центральным размещением стояка, в зависимости от угла между лопатками, средние величины ф составляют 0,3-0,7, при тангенциальном расположении лопаток величины ф поверхностей, обращенных к поверхности охлаждения, составляют 0,7-1,0, а для поверхностей формы, обращенных к внутренней части блока, ф = 0,1-0,3.

Величины приведенной черноты е^ зависят от коэффициентов черноты формы и поверхности охлаждения и составляют 0,6-0,8.

Уравнение (1) для всей поверхности формы может быть записано в виде:

Ч = ал Т1 - То ),

(2)

Ял =■

г Т л 4 г т у

V100 у

V100 у

Т - то

(3)

где ал - среднее значение коэффициента теплоотдачи лучеиспусканием поверхности формы,

Т - среднее значение абсолютной температуры поверхности формы. В процессе Бриджмена-Стокбаргера максимальные величины коэффициента теплоотдачи ал для наружных поверхностей при тангенциальном

Л

расположении лопаток составляют около 100 Вт/м К, а среднее значение при

Л

радиальном расположении в блоке - 50 Вт/м К.

Величины температур Т1 формы в процессе Бриджмена-Стокбаргера, обеспечивающие эффективную лучевую теплоотдачу, находятся в диапазоне температур 1773- 1173 К (1400 - 900 0 С) , а температура Т0 охлаждающей поверхности, расположенной непосредственно под теплоизолирующим экраном между зонами нагрева и охлаждения, составляет около 293 К (20 0 С). В результате, в процессе Бриджмена-Стокбаргера тепловые потоки и, следовательно, скорость охлаждения относительно малы.

Это приводит к необходимости ограничивать скорость Уп перемещения (протяжки) формы крупногабаритной лопатки диапазоном 2-4 мм/мин., в зависимости, главным образом, от площади поперечного сечения отливки, термического сопротивления формы и конструкции литейного блока. При этом на первых этапах перемещения формы скорость кристаллизации W составляет весьма малые величины, а затем по мере возрастания величины числа гомохронности Фурье Fo, скорости V и W становятся близки [66].

Как известно, при малых скоростях кристаллизации W в отливках возникают структурные дефекты в виде ликвационных полос и пятен («фреклов»), крупных карбидов МС и эвтектических частиц (у+у'-фаз), а также грубой дендритной структуры, которые существенно снижают эксплуатационные характеристики лопаток [67].

При попытках увеличить скорость кристаллизации W за счет повышения скорости протяжки V происходит смещение фронта ликвидуса в зону охлаждения и возрастание соотношения величин поперечной и продольной векторных составляющих градиента G на фронте ликвидуса, и в условиях процесса Бриджмена-Стокбаргера при величине G > 0,2 [68] возникают паразитные кристаллы, недопустимые в лопатках с направленной и монокристаллической структурами.

Эти факторы часто приводят к необходимости для возрастания скорости кристаллизации W, за счет некоторого повышения коэффициента теплоотдачи ал, сокращать количество лопаток в блоке, увеличивая тем самым коэффициент облученности ф. При этом производительность процесса Бриджмена-

Стокбаргера еще более уменьшается, особенно при литье крупногабаритных лопаток стационарных турбин.

Таким образом, для улучшения качества направленной и монокристаллической структур, повышения эксплуатационных свойств лопаток и роста производительности процесса литья целесообразно повышение скорости охлаждения при кристаллизации.

Величины теплового потока от поверхности отливки и скорости охлаждения зависят от целого ряда факторов: температуры на оси отливки, толщины стенки отливки, термического сопротивления формы, коэффициента теплоотдачи а от наружной поверхности формы и температуры охлаждающей поверхности или среды.

1.2. Процесс направленной кристаллизации с охлаждением в жидкометаллическом охладителе ЬМС.

Как следует из вышеизложенного, одним из направлений увеличения скорости охлаждения при направленной кристаллизации является повышение коэффициента теплоотдачи а от наружной поверхности форм. На этой основе было разработано устройство для жидкометаллического охлаждения LMC в расплаве олова [69-71].

В случае охлаждения поверхности формы в жидкометаллическом охладителе, тепловой поток от удельной поверхности формы определяется уравнением Ньютона [72]:

9 = Т " То), (4)

где ак - коэффициент конвективной теплоотдачи, Т1 - температура поверхности формы, Т0 - температура жидкометаллического охладителя.

Средняя величина коэффициента ак конвективной теплоотдачи в расплаве олова при температуре 573 К (300 0 С), определенная по критерию Нуссельта [72], составляет 6570 Вт/м2К.

Из решения уравнений теплового баланса отливки следует, что при температуре поверхности отливки 1473 К (1200 0 С) и толщине стенки формы 10 мм процесс LMC в расплаве олова превосходит процесс Бриджмена-Стокбаргера при величине коэффициента облученности ф = 0,5, по скорости охлаждения в 5,9 раза.

В период с семидесятых по девяностые годы в России [73] было создано опытное оборудование и в настоящее время за рубежом - опытно-промышленное оборудование для направленной кристаллизации с охлаждением в расплаве олова [74,75].

Расплав олова имеет невысокую химическую активность по отношению к стали, что позволяет при погружении формы в охладитель обеспечить перелив вытесняемого олова в дополнительную стальную подогреваемую емкость и последующее пневматическое возвращение олова в основной тигель после извлечения формы с отливкой из охладителя.

Это обеспечивает в процессе LMC постоянство уровня олова вблизи нижней поверхности теплоизолирующего экрана между зонами нагрева и охлаждения установки. Кроме того, появляется возможность на поверхности оловянной ванны разместить плавающий теплозащитный экран, достаточно плотно облегающий поверхность формы при ее погружении в охладитель.

Эти мероприятия позволяют обеспечить максимальную величину продольной и минимальную величину поперечной векторных составляющих температурного градиента на фронте ликвидуса, а также высокие скорости кристаллизации, что способствует формированию монокристаллической структуры и подавлению структурных дефектов в отливках.

Вместе с тем промышленному внедрению жидкометаллического охлаждения в расплаве олова препятствует ряд обстоятельств.

Так, узел охлаждения в олове для промышленного оборудования должен представлять громоздкую и дорогостоящую конструкцию. Для литья крупногабаритных лопаток вес оловянной ванны достигает нескольких тонн, при этом приходится применять достаточно сложные системы терморегулирования

для исключения перегрева олова в верхней части емкости и поддержания заданной температуры в ее нижней части. Недостатком при использовании оловянной ванны является чрезмерно высокая скорость охлаждения отливки в области средних и низких температур. Это, как показывает практика направленной кристаллизации, приводит к возникновению больших остаточных напряжений, что способствует короблению отливки, растрескиванию отливки и формы.

Главный же недостаток охлаждения в расплаве олова - возможность попадания олова на поверхность отливки через трещины формы, неизбежно возникающие при затрудненном термическом сжатии отливки и формы в процессе охлаждения. При попадании олова на поверхность отливки образуются коррозионные раковины, что является недопустимым. Как известно, олово (Бп) является вредной примесью жаропрочных сплавов, резко снижающей свойства отливок даже при малой концентрации Sn в сплавах, поэтому совместное использование жаропрочных сплавов и олова представляется нетехнологичным.

Указанные недостатки в значительной степени устранены в процессе направленной кристаллизации в расплаве алюминия, длительное время применяемом в промышленном производстве литых лопаток в России [76-82].

На рисунке 2 показана протяжка формы с расплавом из жаропрочного сплава в ванну с расплавом алюминия, впервые реализованная на опытной установке в 1975 году [73].

Установки для реализации этого метода представлены в работах [83,84].

Из теплофизического расчета по критерию Нуссельта [72, 85] следует, что средняя величина коэффициента ак конвективной теплоотдачи при охлаждении в расплаве алюминия (А1) при температуре 973 К (700°С) составляет 11600 Вт/м2К, что в 1,7 раза выше, чем величина ак при охлаждении в расплаве олова. Это объясняется значительно более высокой теплопроводностью А1 по сравнению с Sn. Вместе с тем температурный напор от поверхности формы в поверхность алюминиевой ванны существенно ниже, чем в олово.

о о о о о о

Рисунок 2 - Протяжка формы в расплав алюминия.

1 - тигель индукционной плавильной печи;

2 - графитовый нагреватель зоны нагрева; 3 - керамическая форма; 4 - теплоизолирующий экран между зонами нагрева и охлаждения;

5 - водоохлаждаемый пояс ванны;

6 - тигель с расплавом алюминия;

7 - расплав алюминия; 8 - нагреватель ванны; 9 - кольцо подвески; 10 - подвеска.

Поэтому, как следует из решения уравнений теплового баланса, при температуре поверхности отливки 1473 К (1200°С) и толщине стенки формы 10 мм скорость охлаждения в расплаве алюминия в 1,6 раза ниже, чем в расплаве олова, но в 3,7 раза выше, чем в процессе Бриджмена-Стокбаргера при коэффициенте облученности ф = 0,5.

В настоящее время накоплен достаточно большой производственный опыт использования алюминиевой ванны для литья лопаток длиной, главным образом, до 200 мм с направленной и монокристаллической структурами, в которой ликвационные дефекты, связанные с малой скоростью охлаждения при кристаллизации, исключены [22].

Однако, при отливке крупногабаритных лопаток с использованием расплава алюминия возникают ряд трудностей. Ниже приведено содержание этих проблем, описанных специалистами ВИАМ [86].

Изменение масштабного фактора вызывает значительное увеличение напряжений, действующих на оболочку формы при высоких температурах в процессах литья и кристаллизации отливок. Увеличивается глубина погружения формы в охладитель и время пребывания формы с отливкой в нем. Значительная усадка закристаллизовавшегося сплава малогабаритной отливки происходит, как правило, уже после того, как форма с отливкой извлечена из охладителя и находится в печи подогрева форм при 1373-1473 К (1100 - 1200 ° С). При дальнейшем охлаждении из-за разных коэффициентов терморасширения материала формы и металла при затрудненной усадке происходит растрескивание формы без каких-либо отрицательных последствий для отливки или оборудования. При получении же крупногабаритных отливок, в связи с увеличением времени пребывания формы с отливкой в охладителе и большом гидростатическом давлении охладителя, происходит растрескивание оболочки формы и попадание охладителя на отливку, еще не поднятую в исходную перед заливкой позицию, что недопустимо, так как вызывает немедленный брак деталей или неустранимые «язвы» при травлении на макроструктуру. Также недостатками использования алюминиевой ванны являются: дорогостоящий

контейнер для расплава металла, расходы на приобретение большого количества алюминия, большое количество затрачиваемой электроэнергии для частого расплавления больших объемов охладителя (алюминия) [86].

В существующем процессе, в связи с высокой химической активностью расплава алюминия, не удалось реализовать перелив расплава в другую емкость для обеспечения стабильного уровня в непосредственной близости от теплоизолирующего экрана между зонами нагрева и охлаждения. Исходный уровень расплава алюминия находится на расстоянии 50-70 мм от нижней поверхности экрана и постепенно поднимается по мере погружения формы в расплав. Таким образом, на первом этапе этого процесса происходит охлаждение боковой поверхности формы излучением, как в процессе Бриджмена-Стокбаргера, с тем лишь отличием, что излучение в процессе Бриджмена-Стокбаргера происходит в водоохлаждаемое кольцо с температурой поверхности около 293 К (20°С), расположенное непосредственно под теплоизолирующим экраном между зонами нагрева и охлаждения установки, а в рассматриваемом процессе - в верхние поверхности тигля с расплавом алюминия, имеющие температуру около 773 К (500°С) и в поверхность алюминиевой ванны с температурой 973 К (700°С). Указанные факторы приводят к смещению расплава в интервале температур кристаллизации в зону охлаждения и уменьшению величины продольной векторной составляющей градиента температуры на фронте ликвидуса. В условиях охлаждения в расплаве алюминия допустимое для формирования монокристаллической структуры соотношение продольной и поперечной величин векторных составляющих градиента G < 0,3 [68] достигается при скоростях перемещения формы в диапазоне 3-6 мм/мин.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Яковлев Евгений Игоревич, 2015 год

Список использованной литературы.

1. Holloman J.H., Turnbull D. The Nucleation of the solid. // The Solidification of Metals and Alloys. American Institute of Mining and Metallurgical Engineers. - 1951. - p.1.

2. Christian J.W. The Theory of Transformations in Metals and Alloys. Oxford. - 1965. - p.135.

3. Чалмерс Б. Теория затвердевания (перевод с английского) М.: Металлургия. - 1968. - 288 с.

4. Turnbull D.I. Formation of Crystal Nuclei in Liquid Metals // Journal of Applied Physics. - 1950. - V.21. - p. 1022.

5. Паунд Г.М. Зарождение кристаллов при затвердевании // Жидкие металлы и их затвердевание. ГНТИ черной и цветной металлургии. Сб. трудов., М. - 1962. - c.108 -112.

6. Вайнгард У. Введение в физику кристаллизации металлов // М.: Мир, 1967 - 170 с.

7. Tiller W.A., Jackson K.A., Rutter J.V., Chalmers B. The Redistribution of Solute Atoms During the Solidification of Metals // Acta Metallurgica. - 1957. - №4. - V.1. - p. 428.

8. Панкратов В.А., Кустова А.А. Управление формированием структур при направленной кристаллизации лопаток турбин. // Повышение качества и эффективности литья по выплавляемым моделям. Материалы семинара общества «Знание». М. - 1989. - c.103-108.

9. Иванцов Г.П. Диффузионное переохлаждение при кристаллизации бинарного сплава // Докл. АН СССР. - 1951.- 81. - №2. -179 c.

10. Иванцов Г.П. Температурное поле вокруг шарообразного цилиндрического и иглообразного кристалла, растущего в переохлажденном расплаве // Докл. АН СССР - 1947. - 58. - №4. - 567 c.

11. Борисов В.Т. Кристаллизация бинарного сплава при сохранении устойчивости // Докл. АН СССР. - 1961.- 136. - №3. - 583 c.

12. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов // М.: Машиностроение. - 1997. - 333 с.

13. Weinberg F., Chalmers B. Dendritic Crown in Lead // Canadian Journal of Physics. - 1951. - V. 29 - p. 382.

14. Weinberg F., Chalmers B. Further Observation on Dendritic Crown in Metals // Canadian Journal of Physics. - 1952. - V.30. - p.488.

15. Rosenberg A., Winegard W.C. The Rate of Growth of Dendritic in Supercooled Tin // Acta Metallurgica. - 1954. - V.2. - p. 342.

16. Коул Г.С., Кремисио Р.С. Кристаллизация и методы получения литой структуры в жаропрочных сплавах // Жаропрочные сплавы М.: Металлургия. -1976. - c.445-447.

17. McLean M. Directionally Solidified Materials for High Temperature Service // Metal Society. - 1983. - p. 335.

18. Джеймс Л. Уокер. Структура слитков и отливок. // Сб. трудов Жидкие металлы и их затвердевание. ГНТИ черной и цветной металлургии. М. -1962. - c.355-369.

19. Walton D., Chalmers B. The Origin of the Preferred Orientation in the Columnar Zone of Ingots. //Transactions. American Institute of Mining and Metallurgical Engineers.

20. Физическое металловедение // Под ред. Р. Кана. М.: Мир. - 1968. -490 с.

21. Неуструев А. А., Матвеева О.В. Температурно-скоростные параметры высокоскоростной направленной кристаллизации // Литейное производство. - 2001. №8. - c. 29-31.

22. Петров Д.А., Толорайя В.Н. Способ изготовления отливок из жаропрочных сплавов с монокристаллической структурой 839153 - 1981.

23. Эллиот Р. Управление эвтектическим затвердеванием (перевод с английского) // М.: Металлургия. - 1987. - c. 352.

24. W.Kurz, D.J.Fisher. Fundamentals of solidification // 4-th edition -Trans Tech Publications Ltd - Switzerland - Germany- Uk - USA - 1998- 305 p.

25. Борисов В.Т. Двухфазная зона при кристаллизации сплава в нестационарном режиме // Докл. АН СССР. - 1962. - 142. - №3. - 581c.

26. Журавлев В.А. О макроскопической теории кристаллизации сплавов // Известия АН СССР. - Металлы. - 5. -1975. - c. 93-99.

27. W.A.Tiller, K.A.Jackson, J.W.Rutter, B.Chalmers Acta Metallurgica 1 -1953 - 428.

28. Cline H.E., Walter I.L. The effect of alloy additions on the rod-plate transitions in eutectic Ni-Al-Cr // Met.Trans. - 1970. - v.1- N 10- p.2907-2917.

29. В.Курц, П.Р.Зам. Направленная кристаллизация эвтектических материалов// Пер. с нем.-М.: Металлургия. - 1980 - с.128.

30. Сомов А.И., Тихановский М.А. Эвтектические композиции //М.: Металлургия. -1975. -304 с.

31. J.D. Hunt. Steady state columnar and equiaxed growth of dendrites and eutectic.// Mater. Sci. Eng. - 1984. - vol. 65. - p. 75-83.

32. В.Н.Толорайя, Е.Н.Каблов, И.Л.Светлов. Ростовая текстура при направленной кристаллизации никелевых жаропрочных сплавов // Металловедение и термическая обработка. - 2006. - №8. - с.25-32.

33. P. Carter, D.C. Cox, C.A. Gandin, R.C. Reed. Process modelling of grain selection during the solidification of single crystal superalloy castings // Materials Science and Engineering. - 2000. - v.A280. - p. 233-246.

34. N.D'Souza, M.G.Ardakani, A.Wagner, B.A.Shollock, M.McLean. Morphological aspects of competitive grain growth during directional solidification of a nickel-base superalloy CMSX4 // Journal of Materials Science. - 2002. - 37. -p.481- 487.

35. Y.Z. Zhou a, A. Volek b, N.R. Green. Mechanism of competitive grain growth in directional solidification of a nickel-base superalloy // Acta Materialia. -2008. - v.56. - p.2631-2637.

36. Zhao Xinbao, Liu Lin, Zhang Weiguo, Qu Min, Zhang Jun, Fu Hengzhi Analysis of Competitive Growth Mechanism of Stray Grains of Single Crystal

Superalloys during Directional Solidification Process // Rare Metal Materials and Engineering. - 2011. - 40(1). - p.9-13.

37. Каблов Е.Н. Производство турбинных лопаток ГТД методом направленной кристаллизации // Газотурбинные технологии. - 2000. - №3 - c.10-13.

38. Курц В., Зам П.Р. направленная кристаллизация эвтектических материалов (перевод с немецкого). // М.: Металлургия. - 1980. - 272 с.

39. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ.// М.: Металлургия. - 1970.- 354 c.

40. Рощина И.Н., Кривко А.И., Самойлов А.И., Игнатова И.А. Ускоренный рентгенографический способ определения кристаллографической ориентировки монокристаллического литья с обработкой результатов на ЭВМ // Вопросы авиационной науки и техники. - Авиационные материалы. Методы исследования конструкционных материалов. - М.: ВИАМ. - 1987 - c. 141-146.

41. Каблов Е.Н., Герасимов В.В., Шалимов А.С. и др. Вакуумное литейное оборудование для высокоскоростной направленной кристаллизации // Литейное производство. - 1995. - №10. - c.30-32.

42. Толораия В.Н., Орехов Н.Г., Каблов Е.Н. Усовершенствованный метод монокристаллического литья турбинных лопаток ГТД и ГТУ // Металловедение и термическая обработка металлов. - №7.- 2002.- c. 11-15.

43. Apparatus for casting a directionally solidified article: Patent EP 0749790 A 1, E. Kats, M. Konter, J. Rosier, V. Loubenets . - 20 .06.1995.

44. Process for producing a directionally solidified casting and apparatus for carrying out this process: Patent US 5921310,E. Kats, M. Konter, J. Rosier, V. Loubenets - 13.07.1999.

45. Каблов Д. Е., Сидоров В. В. Азот в монокристаллических жаропрочных сплавах // Наука и образование .- № 2. - 2012. - с. 1-10.

46. Кузнецов В.П., Лесников В.П., Конакова И.П., Петрушин Н.В., Мубояджян С.А. Структура и фазовый состав монокристаллического сплава

ВЖМ-4 с газоциркуляционным защитным покрытием - июль 2010 -http: //viam.ru/publ ic.

47. Толораия В.Н., Орехов Н.Г., Ломберг Б.С. Коррозионностойкие жаропрочные сплавы для крупногабаритных монокристальных турбинных лопаток - август 2002 - http://viam.ru/public.

48. Морозова Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных никелевых сплавов - июнь 2012 - http://viam.ru/public.

49. Толорайя В.Н., Демонис И.М., Остроухова Г.А. Корректировки состава жаропрочного коррозионностойкого сплава ЖСКС2 для литя крупногабаритных турбинных лопаток ГТД и ГТУ с полностью монокристаллической структурой в установках высокоградиентной направленной кристаллизации - октябрь 2009- http://viam.ru/public.

50. Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Оспенникова О.Г. Литейные жаропрочные никелевые сплавы - январь 2012 - http://viam.ru/public.

51. Каблов Е.Н. , Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М. Литейные жаропрочные никелевые сплавы для перспективных авиационных ГТД - октябрь 2006 - http://viam.ru/public.

52. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Елютин Е.С. Монокристаллические жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей - июнь 2011 -http: //viam.ru/publ ic.

53. Каблов Е.Н., Толораия В.Н., Орехов Н.Г. Монокристаллические никелевые ренийсодержащие сплавы для турбинных лопаток ГТД - февраль 2002 - http://viam.ru/public.

54. Каблов Е.Н. , Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М. Никелевые литейные жаропрочные сплавы нового поколения - июнь 2012 -http: //viam.ru/publ ic.

55. Морозова Г.И., Тимофеева О.Б., Петрушин Н.В. Особенности структуры и фазового состава высорениевого никелевого жаропрочного сплава -сентябрь 2008 - http://viam.ru/public.

56. Каблов Е.Н. Физико-химические и технологические особенности создания жаропрочных сплавов, содержащих рений - март 2005 http : //viam.ru/publ ic.

57. Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы М.: Металлургия, 1976. -568 с.

58. Вайнгард У. Введение в физику кристаллизации металлов. М.: Мир -1967. - 170 с.

59. Лодиз Р. Паркер Р. Рост монокристаллов (перевод с английского). М.: Мир - 1974. - 540 с.

60. Цацулина И.Е. Супер и гиперскоростная направленная кристаллизация жаропрочных сплавов. Научные концепции и гипотезы, Под редакцией лаборатории перспективных методов литья лопаток газовых турбин, На правах рукописи.- ГНЦ «ЦНИИТМАШ». - М. - 2000. - 59 с.

61. Erickson J.S., Owczarski W.A., Curran P.M. Process speeds up directional solidification // Metal Progress, -1971 - v.93 - N3 - p.58-60.

62. Apparatus for Casting of Directionaly solidified articles: US Patent 3763926 Ic B22d 27.04., Day B.- 1973. Oct. 9.

63. Casting a metal single crystal articles: US Patent 4111252, Day B. - 1981. United Technologies Corp.

64. Кутателадзе С. С., Боришанский В. М. Справочник по теплопередаче. - Москва. - ГЭИ. - 1959. - 418 с.

65. Фок В.А. Освещенность от поверхностей произвольной формы. Труды Гос. Оптич. Института , т. III - в.28 - 1924 г.

66. Кац Э.Л. Технологические основы управления затвердеванием при литье лопаток газовых турбин. Дис. докт. техн. наук. - М.: ЦНИИТМАШ. -1986. - 555 с.

67. Bouse G.K., Schaeffer J.C., Henry M.F. Optimizing SC Rene № 4 Alloy for DS AFT- stage Bucket Applications for industrial Gas Turbine // Supperalloys 2008. - TMS (The Minerals, metals and materials Society). - 2008. - p. p. 99-108.

68. Kats E., Koriakin S., Ameljantchik A., Spiridonov E. Thermal processes during the formation of single-crystal structure in nickel-base alloys // Heat-resistant Materials Conference Proceeding of the First International Conference. - 23-26 September. - 1991. - Fontana , Wisconsin, USA. - p.p. 137-140.

69. Apparatus for casting of directionally solidified articles: Patent USA № 3763926, Giamei A., Kearn B., Tschinkel J. - 09.10.1973.

70. Unidirectionally solidified alloy articles: Patent USA № 3915761, Anthony F Giamei, Bernard H Kear, Johann G Tschinkel - 28.10.1975.

71. Чумаков В.А., Степанов В.М. Технология литья лопаток газотурбинных двигателей по методу направленной кристаллизации // Литейное производство. - 1978. №1. - c. 23-24.

72. Боришанский В.М., Кутателадзе С. С., Новиков И. И., Федынский О. С. Жидкометаллические теплоносители // М.: Атомиздат. - издание 3. - 1976. -328 с.

73. Кац Э.Л., Герасимов В.В. Высокоскоростная направленная кристаллизация жаропрочных сплавов // сб. «Новые технологические процессы и надежность ГТД» - ЦИАМ. - 2(18). - 1979. - с. 73-78.

74. Elliott A.J. et al. Issues in Processing by the Liquid-Sn Assisted DS Techique // Superalloys 2004, TMS (The Minerals, metals and materials Society). -2004. - p. 421-430.

75. Elliott A.J. et al. DS of Large Superalloy Castings with Radiation and Luquid-Metal Cooling: A Comparative Assessment // Met. Trans. A. - 35A1. - oct., 2004. - p. 3221-323.

76. Кац Э.Л. Разработка сплавов и технологических процессов литья лопаток стационарных газовых турбин // Сб. трудов Повышение качества и эффективности литья по выплавляемым моделям. Материалы семинара общества «Знание». М. - 1989 - c. - 20-22.

77. Строганов Г.Б., Логунов А.В., Герасимов В.В. и др. Высокоскоростная направленная кристаллизация жаропрочных сплавов // Литейное производство. - 1983. - №12 - c. - 20-22.

78. Панкратов В.А., Каблов Е.Н. Инкубатор для турбинных лопаток // Наука и жизнь. - 1991. - №8. - с. 62-64.

79. Светлов И.Л., Кулешова Е.А., Панкратов В.А. и др. Влияние направленной кристаллизации на фазовый состав и дисперсность структуры никелевых сплавов. // Известия АН СССР. М.: Металлы. - 1990. №1. - с.86 -93.

80. Неуструев А.А., Панкратов В.А. и др. Математическое обеспечение АСУ высокоскоростной направленной кристаллизации лопаток ГТД // Сб. трудов Повышение качества отливок и эффективности специальных методов литья - Уфа - 1986. - с.5-7.

81. Piearcey B.I. Single Crystal Metallic Part: US Patent 3494709 1970. Feb. 10. United Technologies Corp.

82. Torkelson B. Method and apparatus for epitaxial solidification. US Patent 4714101, 1987. Dec. 22. United Technologies Corp.

83. Петров Д.А., Туманов А.Т. Патент № 587090, Швейцария 1977.

84. Petrov D.A. Method for Manufacturing Single Crystal articles. US Patent 3857438.

85. Михеев М.А., Михеева И.М. Краткий курс теплопередачи, М-Л.: Госэнергоиздат. - 1960. - 208 с.

86. Герасимов В.В., Висик Е.М., Колядов Е.В. Об освоении технологии получения крупногабаритных литых лопаток с монокристаллической структурой // Литейное производство. - выпуск №4. - 2014. - с. 29-32.

87. Яковлев Е.И., Кац Э.Л., Лубенец В.П. О новом процессе направленной кристаллизации со струйным газовым охлаждением форм // Металлургия машиностроения. - выпуск №3. - 2014. - с. 35-38.

88. Кац Э.Л., Скоробогатых В.Н., Лубенец В.П., Яковлев Е.И. Процессы направленной кристаллизации для крупногабаритных лопаток газовых турбин // Технология металлов. - выпуск № 3. - 2015 - с. 22-28.

89. Абрамович Г.Н. Прикладная газовая динамика // М.: Наука. - 1991. -600 с.

90. Toennes C., Konter M., Baeliel M., Fernigough J., Ernst P., Holmes P. Technical note ABB. Т № 97-026. - 26.06.1997.

91. Скоробогатых В.Н., Кац Э.Л., Лубенец В.П., Яковлев Е.И. Направленная кристаллизация с газовым охлаждением форм крупногабаритных лопаток наземных турбин / Тезисы докладов, научно-техническая конференция «Материалы и технологии нового поколения для перспективных изделий авиационной и космической техники», ВИАМ. - Москва, 2013. - 1 электрон. опт. диск (CD-ROM).

92. Авдуевский В.С. Основы теплопередачи в авиационной и ракетно-космической технике // Машиностроение. - Москва. - 1992. - 528 с.

93. Лыков А.В. Теория теплопроводности. // Высшая школа. - Москва. -1967. - 599 с.

94. Способ получения отливки лопатки газовой турбины с направленной и монокристаллической структурой: патент № 2536853, соавторы: Кац Э.Л., Лубенец В.П., Скоробогатых В.Н., Кузнецов К.Ю., Виноградов А.И., Яковлев Е.И. и др.; опубл. 20.10.2014г.

95. Малков М. П., Данилов И. Б., Зельдович А. Г., Фрадков А. Б. Справочник по физико-техническим основам глубокого охлаждения. - Москва. - Ленинград. - ГЭИ. - 1963. - 416 с.

96. Скоробогатых В. Н., Кац Э. Л., Лубенец В. П., Яковлев Е. И., Берестевич А. И., Жабрев С. Б. Новая технология направленной кристаллизации с струйным охлаждением форм аргоном для литья крупногабаритных лопаток мощных газовых турбин // Тяжелое машиностроение. - выпуск №6. - 2014. - с. 13-16.

97. Скоробогатых В.Н., Тыкочинская Т.В., Жарикова О.Н., Нахабина М.С., Чернавина А.А., Яковлев Е.И. Влияние технологии производства на служебные свойства труб, предназначенных для изготовления трубопроводов ТЭС и АЭС / Тезисы докладов, научно - технической конференции «Ресурс, надёжность и безопасность теплосилового оборудования электростанций», ВТИ.- Москва, 2011. - 1 электрон. опт. диск (CD-ROM).

98. Скоробогатых В.Н., Кац Э.Л., Лубенец В.П., Яковлев Е.И. Метод газового охлаждения форм в вакууме для направленной кристаллизации крупногабаритных лопаток турбин / Труды VII Международной научно -практической конференция «Прогрессивные литейные технологии» - МИСиС. -Москва. - 2013. - с. 345-348.

99. Li J.R., Zhao J.Q., Liu S.Z., Han M. Effects of low angle boundaries on the mechanical properties of single crystal superalloy DD6 // Superalloys 2008, TMS (The Minerals, metals and materials Society). - 2008. - p. 443-451.

100. VerSnyder F.L., Shank M.E. Review Paper Develpment of columnar grain and single crystal high temperature materials through directional solidification // Materials Science and Eng. - 1970. - V. 6, №4. - p. 213-247.

101. Е.В. Монастырская, Г.И. Морозова, Ю.Б. Власов. Структура, фазовый состав и свойства коррозионно-стойкого жаропрочного сплава ЧС88У // Металловедение и термическая обработка металлов, №8, 2006, с.39-44.

102. Monastyrskaia E. V., Petrov E. V., Beljaev V. E., Dushkin A. M. AN INFLUENCE OF MICROSTRUCTURE ON THE MECHANICAL PROPERTIES OF THE CORROSION RESISTANT SUPERALLOY CHS88U// Supperalloys 2004. -TMS (The Minerals, metals and materials Society). - 2004. - p. 779-786.

103. Tresa M. Pollock Nickel-Based Superalloys for Advanced Turbine Engines: Chemistry, Microstructure, and Properties // JOURNAL OF PROPULSION AND POWER. -Vol. 22.- No. 2.-March-April 2006.- p. 361-373.

104. Ken Harris, Jacqueline B. Wahl IMPROVED SINGLE CRYSTAL SUPERALLOYS, CMSX-4(SLS)[La+Y] and CMSX-486 // Supperalloys 2004. -TMS (The Minerals, metals and materials Society). - 2004. - p. 45-52.

105. Decker, R. F. Strengthening Mechanisms in Nickel-Base Superalloys // Steel Strengthening Symposium. -Zurich. -1969.

106. Morinaga M. New phacomp and its applications to alloy design //. Superalloys. - 1984.- p. 523-531.

107. Отчет ОАО «НПО «ЦНИИТМАШ» № 27.01.23.19.140-2014 «Оптимизация химического состава и термообработки сплава ЧС88У» - 2014.

108. ЭВМ, Расчетная система суперсплавов, Свидетельство Федеральной службы по интеллектуальной собственности, патентам и товарным знакам № 20076122023- 2007.

109. Отчет ОАО «НПО «ЦНИИТМАШ» «Разработка программы и методики приемочных испытаний в составе ГТУ большой мощности деталей и узлов, изготовленных в соответствии с РТД» - 2014.

110. Жаропрочный сплав на основе никеля для литья деталей горячего тракта газотурбинных установок: патент № 2519075, соавторы: Лубенец В.П., Кац Э.Л., Скоробогатых В.Н., Кузнецов К.Ю., Дуб В.А. , Яковлев Е.И. и др.; опубл. 20.10.2014г.

111. Скоробогатых В.Н., Кац Э.Л., Лубенец В.П., Яковлев Е.И. Перспективные материалы и технологические процессы в газотурбинных и парогазовых установках // тезисы докладов Научно-технической сессии РАН по проблемам газовых турбин на тему: «Научно технические проблемы проектирования и эксплуатации наземных объектов с газотурбинными и парогазовыми установками» - Казань. - 2013. - с. 16-19.

112. Jian Zhang HOT TEARING IN DIRECTIONALLY SOLIDIFIED NI-BASED SUPERALLOYS, Supperalloys 2004. - TMS (The Minerals, metals and materials Society). - 2004. - p. 727-733.

113. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов // М.: Машиностроение. -1998. - 464 с.

114. Паспорт на сплав ЦНК-8МП - ЦНИИТМАШ. - 2004 г.

115. Временный паспорт на коррозионностойкий жаропрочный сплав НКМ-1. - ЦНИИТМАШ. - 2013г.

116. Жаропрочный сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток газотурбинных установок: патент № 2524515, соавторы: Лубенец В.П., Кац Э.Л., Дуб А.В., Скоробогатых В.Н., Кульмизев А.Е., Яковлев Е.И., Квасницкая Ю.Г.; опубл. 20.10.2014г. 27.07.2014г.

117. Жаропрочный сплав на основе никеля для литья рабочих лопаток газотурбинных установок: патент № 2525883, соавторы: Лубенец В.П., Кац Э.Л., Дуб А.В., Скоробогатых В.Н., Кульмизев А.Е., Яковлев Е.И. опубл. 20.08.2014г.

118. Литая рабочая лопатка с монокристаллической структурой, жаропрочный сплав на основе никеля для изготовления замковой части рабочей лопатки и способ термообработки литой лопатки: заявка на изобретение № 2014135083, соавторы: Лубенец В.П., Дуб А.В., Гасуль М.Р., Кац Э.Л., Скоробогатых В.Н., Кульмизев А.Е., Яковлев Е.И., Скирта С.М.; опубл. 28.08.2014г.

РОССИЙСКАЯ ФЕДЕ РАИИЯ

(.V, RU I»

2 536 853 С2

(Ml мик

В22П 27ЛМ i 2006.01)

ФГ Д1=РАЛЬНЛЯ СЛУЖБА ПО ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ СОБСТВЕННОСТИ

ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ К ПАТЕНТУ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

(72» Авторам)

Кап Эдуард Дейбович (КЩ. ЛубеШ) Владимир Платонов ич (В и К Скоробогатых Владимир Николаевич АНД Кузнецов Кирилл Юрьевич (КЩ Яковлев Евгений Игоревич (Ких. Вишмрилоп Александр Иванович ЛШ). Всрестевич Артур Иванович IЯШ. Калин Павел Александрович 1*1)1, Жайрев Сер>ей Борисович (КЦ)

|7.3| Пп тогтооозалдтслы и I:

Открытое акционерное общество "Научно-производственное объединение "Сатурн'

(Ни)

f2JК23| Завяка 2013116662/02, II 0*2013

i24í Дата начала отсчета срока лгйствм» патента 1104 2013

Приоритете w г

22|Дити подачи шавки: 1104 2013

14 3 j Двта пуб тикдлин таепк и 2010 2014 Бюд Х-29

4? i Опубликовано 27.12 2014 Бют .Vt 36

56i Ciokok документов, цитированные и отчете о поиске RU 2157296С1. 10 102000 US 7017646В2, 2803 2006 RU 2I7S588CI, 1011.2001. (см. ирод >

Vipoe длв переписки

1SI903, Я росла века « обд. г Рыбинск, гтр-кт Ленина. 163. ОАО "Научно-производственное объединение "Ca тури'. ОРИС

(54, СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ОТЛИВКИ ЛОПАТКИ ГАЮВОЙ ТУ РБИНЫ С НАПРАВЛЕННОЙ И МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ

(57) Формула изобретения Способ получения отливки лопатки газовой турбины с направленной и чюнокрисгадлической сгру кгурой. включающий вертикальное перемещение в вакуумной установке ю юны нагрева в тону охлажден и* со скоростью 5-10 мм/мин оболочковой керамической формы с кристаллизующимся расплавом и ее охлаждение потоками инертно(о ra ja из сопел, направленных на форму а верхней части зоны охлаждения, отличающийся тем. что охлаждение формы потоком инертного i ata иjсопел ведут на расстоянии 52-70 мм от верхнего epew юны охлаждения при давлении raw н критическом сечении сопла 3-10 бар и ociar очном давлении инертного таза в зоне охлаждения 100-300 мбар. причем при переходе формы и j области кристаллизации расплава пера лопатки в область кристаллизации расплава хвостовика лопатки перемещение формы ведут со скоростью 5 мм/мин при давлении инертного газа в критическом сечении сопла до 7„5 бар.

i V»i i продолжение)' \раг

7J С

го

(Л со о> 00 СП Ы

о

го

с» »

RU 2 5ЭЛ853 С2

11 »обретение относи ген к области технологии литейного прон толст ва. в частности, к охлаждению расплава п илейной форме и может 1шйтн применение л/m получения отливок из жаропрочных сплавов .пи изготовления рабочих и сопловых лопаток газовых турбин.

i Известен способ получения отливки лопатки газовой турбины с направленной н *

монокристаллической ci руктурой. включающий нерсмешение вакуу миру смой литейной формы с расплавом из юны нагрева в юну охлаждения с дополнительным ее охлаждением потоками инертного газа в верхней чает и юны охлаждения и области уже 'штверлсяшей части раеллапа на расстоянии не более 4(1 мм от верхнего среза юны ю охлаждения. *>

М 1вссп(ыП способ реализуется устройством, которое содержит вакуумную камеру с размешенными в ней зоной нагрева с нагревателем, керамическую литейную форму на охлаждаемом поддоне, зону охлаждения, термон юлиру юший жран с отверстием, отделяющий юну нагрева от юны охлаждения, и сопла лля полвода охлаждающего >« инертного газа, расположенные в зоне охлаждения и направленные преимущественно радналыю внутрь При л ом юна naipeea размешена в верхней части вакуу мной камеры, камера охлаждения расположена в ее нижней части, а сопла для подвода инертною газа - под к'рмоизо.mpvкипим экраном. (US 5921310, B22I) 27/04. опубликовано I3.07.IW9»

Недостатком и »нее того способа янляется вероятность возникновения при литье -ч>

жаропрочных сплавов лефектов в виде дополнительных (сгарачкптых») кристаллов в результате образования поперечных градиентов темпера тур на фронте крисгаллизацни. что уху дшает качество отливки ">то происход!гг из-за стишком близкого расположения (до 40 мм) облает и охлаждения формы от теплоизолирующего экрана (верхнего среза юны охлаждения»и отсутствия peíулирования условий охлаждения формы при переходе фрон i а кристаллизации на участок отливки другой толщины (с пера лопагки на палку и хвостовик»

Наиболее близким по технической сущности и достиг аемому техническому ре (ультату ян i не гея способ получения отливки лопатки газовой турбины с направленной и »> монокрисгалличсской структурой, включающий вертикальное перемещение в вакуумной ч>

установке из юны нагрева в юну охлаждения оболочковой керамической формы с кристаллизующимся расплавом и ее охлаждение потоками инертного газа из сопел, направленных на форму в верхней части юны охлаждения. Причем потоки инертного газа создаются двумя рядами сопел, расположенными один под дру гим, и содержат ч порошкообразные растворители, материалы которых претерпевают фазовые

превращения. При этом верхний охлаждающий поток направлен преимущественно раднально к оси камеры охлаждения, а второй охлаждающий поток - преимущест венно вдоль стенок формы сверху вниз.

И 1НССТНЫЙ способ реализуют устройством, которое содержи! вакуумную камеру с ра >мешенными в ней зоной на i рева с нагревателем, керамическую литейную форму. J

размещенной на охлаждаемом поддоне, зону охлаждения, термоизолируюший экран с отверстием, оглеляюшнй юну нагрева от зоны охлаждения, и два ряла сопел, для подвода охлаждающего инертною газа, расположенные один под другим вокрул 01верс1ия в перегородке. При этом зона »шрева размешена в верхней чаети вакуумной ■»« камеры, камера охлаждения расположена в ее нижней части, а сопла для подвода о

инертного »аза • под гермой юлируюшим экраном <RL' 2157296. B22D 27/04. i

опубликовано 10.10.2000).

Недостатком известного способа является bhc.ichik в пространство вакуумной i

с» :

Rlí 2 $36153 C2

камеры Hei пест в, прс1српсваюшнх фазовые превращения прн попадании в зону нагрева, что неизбежно ведет к загрязнению расплава отливки и палению механических свойств конечног о и шелия Слишком интенсивное охлаждение формы двумя рядами сопел, ра (мешенных в нижней части среза юны охлаждения приво.ип к увеличению ocia ючных • напряжений в отливке и. как следствие, к короблению отливки и даже к трещинам в се re. le Кроме того, ведение процесса кристалл и нции расплава п титейной форме вне оптимальных диапазонов остаточного „чавдения инершою га и в вакуумной камере и давления газа в критическом сечении сопла также ведет к появлению зефекюв и отливке

» Задачей и техническим результатом изобретения явтяется создание жономичного способа получения отливки лопатки ia юяой прбины с направленной и монокристаллической структу рой определяющего оптимальные параметры регулирования основных характеристик осуществтсния способа, что обеспечивает OTcyrci вис дефектов в отливке, в том чис к области перехода ОТ одной in л шины отливки к другой.

Технический результат достигается тем. что способ получения отливки лопатки i в ювой турбины с направленной и монокрисгаллической структурой вк лючает вертикальное перемещение в ваку умной установке из зоны наг рева в зону охлаждения со скоростью 5-1 Г) мм/мин оболочковой керамической формы с кристаллизующимся л расплавом н се охлаждение потоками инертного газа ил сопел, направленных на форму в верхней части зоны охлаждения, причем охлаждение формы потоком инертного га и из сопел веду г на расстоянии 52-70 мм от верхнего среза зоны охлаждения прн давлении газа в критическом сечении сопла 3-10 бар и остаточном лавлсшш инертного газа в юне охлаждения 100-300 мбар. причем при переходе формы из области кристаллизации .у расплава пера лопатки н область крисгалли мини расплава хвостовика лопатки перемещение формы ведут со скоростью 5 мм/мин при давлении инертного газа в критическом ссчсюш сопла до 7.5 бар

Реализация способа своего назначения и достижение поставленного технического результата мотут быть проиллюстрированы следующим примером. Ii 11зготавливалн отливку лопатки газовой ту рбины высотой 250 мм с максимальной толщиной пера 3 мм. которая была снабжена полкой и хвостоником. сечение которо! о в К ра«бо льше максима ibiioi о сечения пера Оболочковая керамическая форма толщиной 15 мм (обычная толщина формы 12-18 мм > была получена стандартным способом из керамики на основе злектрокорунла методом выплавляемых моделей и Фирму ра «мешали на охлаждаемом поддон: в стандартной вакуумной установке, снабженной системой вакуумироаания и зонах nai рева и охлаж (ения. которые разделял термоизолнруюший экран с отверстием. Посте заливки формы расплавом типа ЦНККМ П ее вертикально перемешали и л юны нагрева в зону охлаждения со скорост ью 7 мм/мин В юне охлаждения, на расстоянии 60 мм от верхнего cpeia юны охлаждения, форм) в области кристаллизации пера лопатки охлаждали потоком инертного газа aproira id стационарно установленных сопел при давлении инертного таза в критическом сечении сопла 5 бар и остаточном давлении инертно! о газа и зоне охлаждения 230 мбар При переходе охлаждения формы из области кристаллизации расплава пера лона i ки в област ь кристаллизации расплава хвостовика лопатки скорость вертикального << перемещения формы уменьшали до 5 мм/мин. а давление инертного га ta в критическом сечении сопла увеличивали до 7,5 бар

В результате осуществления способа по нзобрешшюбыли получены отливки лопа гкн газовой турбины с направленной и монокристаллнчсской структурой, которые не имели

RU 2 536 «53 C2

дефектов в виде полос струй чал ой ликвации, посторонних кристаллов и рыхлот. в том числс в области nepcxo.ia от олной толщины от нивки к другой

I I

Я1

it

Формула изобретения f Способ получения отливки лона i ки iазовой турбины с направленной и

монокриста.1лнч1Х*койструтсту рой. включающий вертикальное перемещение в вакуумной установке и » тоны i<ai река в тону охлаждения со скоростью 5-10 мм/мин оболочковой керамической формы с крнсталли |уюшимся расплавом и ее охлаждение потоками инертного газа из сопел, направленных на форму в верхней части зоны охлаждения, отличающийся тем. что охлаждение формы потоком инертного газа из сопел ведут па расстоянии 52-70 мм от верхнею ерем юны охлаждения при давлении газа в критическом сечении сопла .V10 бар и остаточном швлении инертного i а та в юне охлаждения 100-300 мбар. причем при переходе формы из области криаадлизапии расплава пера лопатки в область кристаллизации расплава хвостовика лопатки 1Г перемещение <]юрмы ведут со скоросгью 5 мм/мин при давлении инертиого i a w в критическом сечении сопла до 7 J бар.

АКТ

(К) испольтованнн реп нишон кандидатской диссертационной работы Икон ки* F.b1chhh Пюрсинча

Комиссия в составе: Председатели Г.шинмй металлург Членов комиссии Начальник цеха .V4I

Артур Иванович Бересгеаич Александр Алексеевич СоГнитеа C'epi ей Борисович Жабрев

Везущей инженер-технолог цеха №41

11нженер-технолог 3-й категории цеха j4"4 I

1катсрнн.1 Николаевна Алексеева

Составила настоящий акт о том. что peu платы диссертации Яко&теяа E.II «Исследование и разработка процесса направленной кристаллизации с охлаждением форм аргоном для литья крупногабаритных лопаток газовых турбин», иснолыовлны в следующих работах:

I. Модернизация установки FMI <' 30S фирмы I I.VAC с не.и.ю проведения усовершенствованною процесса i л итою охлаждении (УП1 О» дли изготовления юпаток турбины метолом напроакнной крнслатлитацнн

2 Разработка «Опытно-промышленного технологического процесса для отливки рабочих лопаток I ступени ПД 110 метолом калронленной кристалла танин» П1 722.01110.00190, не имеющего аналогов в Российской Федерации >го позволило ia ече! повышения скорости протяжки и увеличении количества юпаток в блоке увеличит!, производительность с учетом полунепрерывного цикла в 1.8 ■ 2.0 рата.

3 Изготовлен не опытных рабочих лопаток в количестве 15 шт. с направленной структурой шиной 280 мм (общая высота блока с кристаллотборииком и прибылью 400 мм) из сплава ЧС88У.

Направленна« кристаллишния УПГО сплава ЧС88У позволила повысить служебные характеристики по сравнению с нормативами И ЖАКИ 105.015-8с> в срслием: длительную прочность при температуре испытаний 900°С и напряжении не менее 28 ктемм' в 1.6 рай. относительное удлинение в 2 раза и относительное сужение в 3 раза.

Процесс направленной кристаллизации с охлаждением форм ар!оном запланировано использовать дтя .ппья крупиогаборитных юпаток перспективных эффективных газовых турбин в Российской Федерации

Выв» ты.

Председатель комиссии Члены комиссии

СТП 503.165 Приложение Ж

ОТЧЕТ Л» 325 - МО - 14 ПО ИССЛЕДОВАНИЮ Обратив hi сплава Ч( XX с iiuitpaii. 1гнной кршшнчсскоП структурой

Согласно служебной записке №941 003-039 «Службы директора программы ГГ.) БМ» металлографическому исследованию подверглись образцы m сп чана ЧС-88 с направленной кристаллической структурой.

(К>рашы были оглиты в цехе 722 в рамках работ по 3 папу НИОКР «Разработкабазовых к-хишюгий, материалов н оборудования для парогазовых энергоустановок на баче газотурбинных установок большой мощности" шифр «Базовые технологии», выполняемой по государе!венному контракту №12411 O8W20O.05.B0ft от 23 мая 2012 г.

Цель исследования определенно механических снойон материала образцов на соответствие требованиям, предъявляемым при изготовлении рабочих лопаток 1 ступени турбины ГТД-110

РЕЗУЛЬТАIЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

1. В ходе исследования на образцах из сплава ЧС-88 с направленной кристаллической структурой была выполнена термическая обработка (гомогенизация, закатка и старение) по серийным режимам на рабочие лопатки 1 ступени турбины ГТД-110.

Согласно ИТД (И ЖЛК11 105.015-89) для контроля механических свойств материала при изготовлении рабочих лопаток I ступени турбины ГТД-110 проводят испытании обрашов на растяжение при повышенных температурах (600 °С и <>00 °С) (для определения кратковременных свойств), а также на длительную прочность при гемперахуре 900 "С и напряжении (О) не менее 28 кгс/мм"

Требования по механическим свойства материала образцов согласно И ЖАКИ 105 01584 представлены в таблице I.

Таблица I

Параметр Температура испытаний, Т

600 900

предел прочности (временное сопротивление) On в кге мм >90 >65

относительное удлинение S. в % >3 >8

относительное сужение и, в % >6 >16

длительная прочность время до разрушения образца, в часах > 100

Нормы по И ЖАКИ 105.015-89

И резу 1ывте Проветенных испытаний материала исслечуемых обрашов ит сплава ЧС-88 с направленной кристаллической структу рой (испытания проводились на пятнадцати образцах: по пят!, образцов на каждую температуру и вид испытаний) установлено, что-

1. Предел прочности (временное сопротивление) Ои материала обращов при температурах испытаний 600 "С составляет 40 113 клемм . при 460 "С: (68 - 82.4) кгс'мм *

2. Относительное удлинение Й при температуре испытаний 600 Т колеблется в пределах (5.6 6.4) %, при 400 "С ( 13.0-22,0) %.

3. Относительное сужение V при температуре испытаний 600 "С составляет (11.0 14.8)%. при 900 "С: (35.5-43,0) %.

4. Время до разрушения образцов нрн испытаниях на длительную прочность составило более 100 часов и колеблется в пределах 150 170 часов.

Таким образом, материал исследуемых образцов из сплава ЧС88-ВИ с направленной кристаллической структурой по механическим свойствам и длительной прочноаи удовлетворяет требованиям И ЖАКИ 105 015-89.

1 Материал образцов из си шва ЧС88-ВИ с направленной кристаллической структурой по кратковременным механическим свойствам и длительной прочности удовлетворяет требованиям И ЖАКИ 105.015-8«. предусмотренным на рабочие лопатки 1 ступени турбины ГТД-110.

ВЫВОДЫ:

1-СМИТ; 2 - «■Служба директора программы ГТЭ БМ»: 3 АРХИВ срок хранения отчета: 5 лет.

Op »

РОССИЙСКАЯ ФЕДЕРАЦИЯ

(I* RUo».

2 519 07Е C1

о

m r^ о o>

•Л ГМ

13 CT

tili МИК

C2X" law < 2006.01)

ФЕДЕРАЛЬНАЯ СЛУЖБА HO ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ СОБСТВЕННОСТИ

"-'ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ К ПАТЕНТУ

(21K22.I Ca и и к л 2013104628/02. 03 02 2013

(24) Дат» начала отсчега срока действия патента 05.02.2013

Приоригсг'ыс

(22) Дат« подачи шявки 05 02 2013

(451 Опубликовано 10062014 Ьюл.ЛЬ 16

(V>i С мисок докумеиюа, цитированных в oi'ieie о поиске US 2010296962 AI. 25 I1.2010.RU 2439185 Cl. 1001 2012 RU 2446221 Cl, 27 03 2010 US 7169241 B2. 3001 2007 WO 2011002605 AI. 06 01 2011

Адрес для переписки

152903. Ярославская oö.u Рыбинск, проспект Ленина. 163. ОРИС ОАО НПО "САТУРН "

(72) Автор(ы):

Лубеней Владимир Платонов км (RU). К ад Эдуард Лейбович (RU). Дуб Алексей Владимирович (KU). Скоробогатых Владимир Николаевич (RUX Кузнецов Кирилл Юрьевич (RU). Дуб Владимир Алексеевич IRU), Яковлев Евгений Игоревич (RUX Виноградов Александр Иванович (RU), Ьерестевич Артур Иванович iRU), Копии Павел Александрович iRU), Жабрев Сергей Борисович iRU)

(73) nateiitoo6juaiiiejit><H):

Открытое акционерное общество 'Научна производственное объединение "Сатурн*

(KU)

(54 ЖАРОПРОЧНЫЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ НИКЕЛЯ ДЛЯ ЛИТЬЯ ДЕТАЛЕЙ ГОРЯЧЕГО ТРАКТА ГАЗОТУРБИННЫХ УСТАНОВОК

(57* Реферат

Ишйрстснне отпоете* к металлургии, в частности к гнтейимм жаропрочным корртигчгоо-слойким спим v на оспоие пикет, и может был. исполкювано для илготоалешш нпьем деталей юрвчст тракта гаюирбнмных успиовок. например рабочих лопаток гнтотурбинною ДВНГН1СЛН с ривжкчлто направленной и мои.•кристаллическом структурами, равняющих в агрессивных средах при температурах Т00-|000"С Жаропрочный сплав на основе имкедя д.тв лип.* .»eiалей юрячао тракта титгурбнинмх усганоиок содержит, «ac.'t: утлерод 0.08-0.10. хром 8.85-9.15. кобальт 10.4-10.8. вольфрам 5.60-5.85. молибден

0.20-0.30. пггап 3.0-3,2. алюминий 1.7-3.9. тантал 3.9-4.1. рений 2.9-3,1. ниобий П. I IM). 15. пер««» 0.0100,012, иттрий 0,010-0,012 .lurtan 0.010-0.012. Мишин 0,010-0,012. гафшш 0.1 IM), 15. Лор 0,1180.012, никель - остальное Суммарное содержание иермя. иттрив. лантана и магния еостаиляст не менее 0,040-11.048 мас.Ч, суммарное содержание юфния и ниоби* • 0.2-0.3 мне.'*, а суммарное оогержанис алюминия и тигана 6.8-7.1 мае.' при отношении содержа мня гитшы к содержанию ал »'Min in к 0.81.0.825. Сплав хирактеритуетсв

ПОНЫТНСНЖФЛЛИЮТиПОЙ ирпЧНОСИ.Ю КСОЧСТаЮМ

с высоким сопротивлением окис-тепию и коррозионным воздействиям. 2 табл

73 С

(О

сл

со о

-4 (Л

О

Сч> I

Kl' 2 51»075 С1

Изобретение относится к металлургии, и частности к литейным жаропрочных) коррозионно-стойким сила нам на основе никеля с хромом и кобальтом, и может быть использовано для изготовления литьем деталей горячего тракта газотурбинных установок, например рабочих лопаток газотурбинного двигателя с равноосной. .« направленной и монокристаллической структу рами, работающих в агрессивных срезах при температурах 700-1000 С

Высокие прочностные характеристики таких сплавов достигаются за счет значительного количества 130-70 об.Ч > упрочняющей y'-фазы (NijAI), легированной элементами ниобием, титаном. 1анзаломи гл.. а также упрочнением гаерлого раствора ю (v'-фазы) кобальтом, хромом, молибденом, вольфрамом и рением. Повышенную коррозионную стойкость обеспечивают высоким содержанием хрома (как правило 916 мас.Ч-). высоким отношением содержания титана к алюминию Ti/Al>1.0. а также иветением рения и редкоземельных элсмстгтов Сопротивление окислению при повышенных температурах обеспечивают повышенным содержанием алюминия и " тантала, снижением содержания хрома и. в первую очередь, молибдена, а также введением редкоземельных элементов

С iруктурнвя стабильность на ресурс (исключение обра эовання охрупчиваюших фаз) и oí раничение обра юваиия при кристаллизации неравновесных фа т. на месте которых после их распада при термообработке будут зарождаться поры и трещины, могут быть - оценены по и лестной методике ФАКОМП

Характеристики длительной прочности, критические точки сплава и другие ei о физико-механические свойства также могут быть оиенены по известным методикам. (II Harada и др.. Сб. Superalloys. 1988; р.р.733-742; Сб. Superallovs. 2000; р р.729-736.| Известен птгейный жаропрочный сплав на основе никеля, содержащий углерод. *' хром. кобальт, вольфрам, молибден, гитан, алюминий, тантал, рений, ниобий, церий, иттрий, латан, магний, г афний, бор и никель при следу ющем соотношении компонентов. мас.% углерод 0.12-0.18. хром 4.3-5.6. кобальт 8.0-10,0. вольфрам 10.9-12.5. молибден 2,5-3.5, титан 0.9-13, алюминий 5.65-6,25. тантал 0,15-0.35. рений 0.15-0.35, ниобий 4.04.8. церий 0,005-0.025. иттрий 0.005-0.025. лантан 0.005-0,05. гафний 0,01-0.1, бор 0.005-ю 0.015. железо 0.1-1.0 и никель - остальное.

(RU 94023000, С22С 19Л>5. опубликовано 20.04.1W7»

Недостатком известного сплава является ею ниткая корротионная стойкость из- ш пониженных содержаний хрома и рения, а также неоптимальным отношением содержания тзттана к содержанию алюхгиния Кроме того, тгзвсстнын сплав имеет " недостаточные стойкость к окислению и жаропрочность при температурах 850-950 С и пониженнуюструзпурнуюстабильность на ресурс в процессе наработки

Известен жаропрочный сплая на основе никеля для изготовления литьем с направленной кристаллизацией < DS) хлементов газовых турбин с монокрнсталлической структурой. Извесгный сплав включает углерод, хром, кобальт, вольфрам, молибден, ** титан, алюминий, тантал. рений. ниобий, церий, иттрий, лантан, магний, гафний. бор. железо, ванадий, хтаргансц. родий, кремний, другие элементы и никель, при следу тощем соотношении компонентов, мае/*: углерод 0-0.15. хром 14,0-18.0. кобальт 2,0-4,0. вольфрам 1,7-2.8. молибден 1.0-2.4. гитан 0-0,4. алюминий не менее 4,5, тантал 4,0-11.0. ниобий 0-0.25. гафний не менее 0.1, бор 0-0.02. никель - ост альное. при пом суммарное 45 содержание церия, лантана, иттрия, актиноидов и лантаноидов составляет 0-0.5. су ммарное содержание рения, молибдена, вольфрама и рутения - 2.0-8.0. а суммарное содержание маг ния. кальция и меди - 0-0,5.

(US 2010296962. С22С 19/05. опубликовано 25.11.2010.)

со г

1Ш 2 519 075 С1

Данный и 1нсс1нмк силам также имеет низкую коррозионную стойкость ввиду вссьма низкой иеличнны от ношен им содержания титана к содержанию алюминия, недостаточные, стойкость к окислению, жаропрочность при температурах 850-950"С; стру ктурную стабильность на ресурс в процессе наработки.

Таким образом, и шестые сплавы при рабочих 1смпературах 800-1 (XX) С в условиях агрессивной среды не обладают оптимальным сочетанием служебных характеристик (жаропрочность, сопротивление коррозии и окислению, структурной стабильностью на ресурс) с высокими технологическими характеристиками

Целью изобретения и его техническим результатом является достижение: повышенной ю длительной прочности литых и зделий в сочетании с высоким сопротивлением окислению и коррозионным воздействиям; повышенной структурной стабильности на ресурс: улучшения технологических характеристик сплава.

Технический результат достигается тем. что жаропрочный сплав на основе никеля для литья деталей горячего тракта газотурбинных установок содержит углерод, хром, в кобальт, вольфрам, молибден, гитан, алюминий, тантал, рений, ниобий, церий, иттрий, лантан, магний, гафний, бор и никель при следующем соотношении компонентов.

>тлсрсл ОЛ-11.10

«ри« »«-413

нАш ШЛ-НХ

мтцеиы 'ММ*}

ЧШи'лМ олмио

план 3.00.1

шмипий 3.7-3.»

наш 3X1

р«ЯИ|| 1Ы.Т

МИ1)ПЯЙ 0НМШ

ярт 0.01041.012

тгрти 03)103)012

змгаи 0Ш1МНИ2

ШГМИ* (Ш04Ш2

1 ьфним що-олз

Лор 0ними 2

минет. ОСП >Ы|ПГ

при этом суммарное содержание церия, тптрня. лантана и магния - не менее 0,0400.048 мае.**, суммарное содержание гафния и ниобия -0.2-0.3 мае.*. а суммарное " содержание алюминия и плана - 6.8-7,1 масЛг при отношении содержания титана к содержанию алюминия 0.81-0.825.

В сплаве по изобретению количество упрочняющей у'-фазы IN1 (А1) составляет 57,259.4 ат "ч. что обеспечивает высокий и стабильный уровень служебных характер»кл ик

например жаропрочность: 309 - 317 МПа та ю' часов при *ЛХГС

()п 1 нмальное содержание вольфрама, рения. та1гтала ласт повышенну ю жаропрочность литого сплава, однако дальнейшее увеличение их суммарного содержания вы тываег значительный рост температуры растворения у'-фазы, что можно компенсировать увеличением содержания кобальта, но это удорожает сплав

Заявленные содержания ниобия и гафния, включая их суммарное содержание, обеспечивают достаточную пластичность литого сплава на длительный ресурс и стабилизацию карбидов. При этом таяоленные соотношения компонентов в сплаве исключая» I в процессе нарабо1ки ноя и тение охрупчинаюши.х фат и ограничивают

с« >

ru 2 5i9gt7s cl

выделение неравновесной мистической у-фазы (менее 1. что обеспечивает пониженный обьем усадочной пористости и повышает устойчивость к образованию трещин.

Достижение поставленного технического результата можно нроиллкхтрнровагь з таимыми из таблнн 1 и 2.

Из данных табл.2, где приведены полученные с использованием и знсст ных расчет ных методик характ еристики сплавов с направленной сгру к турой (DSi видно что сплав по и «обретению превосходит и taeci ный прототип ио комплексу служебных характеристик Достигаемые повышенные значения жаропрочности и повышенное сопротивление ю агрессивным воздействиям среды предлагаемо! о сплава (по сравнению с известным | позволяют увеличить эксолуагаиионпую надежность и срок службы изделий и, как следствие, приводит к снижению годовой потребности в металле Причем стоимость шихтовых материалов сравниваемых сплавов примерно одинаковы

Кроме тою. узкие интервалы летирования позволяю! уменьшить разброс значений м служебных характеристик и обеспечивают гарантированные значения прочности и пластичности, закладываемые конструкторами в расчет изделия.

Заявленный сосл ав сплава обеспечивает повышение характеристик жаропрочности в состоянии (DSl при 900°C на - 5.04 по напряжению (или практически в 1,2 раза по ресурсу >. повышениесопротиилення корро шинным во иейст виям в агрессивных средах -V в 10-12 pu ». вотможноегь использования сплава в равноосном состоянии.

Т*в.ш> 1

Солераашг «охплиот*». шЧ ( Ш1Н m »«л^к-гш.™ И шина una

H»|a»m 1 в«рмн1 :

>т.тсрол 0M> 0.10 ОМ

4M« »JB ».15 US>

мШшм ИМ 10.« ail

■опфраа УЯ5 г*

полноэея OJD OJO 10

шпш W i2 CM

ЖМИММ«* X' .1.« ад

шш 3.« a.i (Ml

ргипк гя M гя

пипЛив 0.10 0.15 0JÎ

ЯЦЯ* о«ш tutu пли

«П'рИЙ 0(11(1 aoiî 0ЛН

щемят 0(1111 MQ оли

малое 0.010 0.012 0.015

«Фям «un u.u 0Д5

вир 00 0,(113 1Ш

■ЯШ «Сталин« 1Ч111М1ЛС легальное

с> «Hajwoc со vftwunnc крк*. ттрм. ММШМ И Mlll НИ, a paMIWt l'.tfll 0.0*1 0,<M» 0,5

fVin if^tmiK 1 яфК1П M №lfw 0J OJ «4

— «Л 7.1

стликпт «>.«r*a>iiM tmaiia ■ сожр- Kmllaai 4 t» illKIWts 0JI О.И31И1 ом

Табаша 2

\.IJ\I» тещи ihi»M «пик Ciiua lui HMÔpcTDUIIKI Hintvmun (ЯШ

Mil|*ullt 1 Bipun»!2

1 > nf4vmtr*naf fiu

1 IfJii^ï^JuiUii'V 57.2 5».4 J1J

Ci» •

ни :я9спз С1

1.2. С гтагршк солсрюшк гшш и ишшп. аак.« о.; 7.1 Э.4

13 Смыт Т/л-рслммпмЯ.Ч 121« 1232 1197

14 (>шт л-жгироммикю* " Си Л' 1.023 1.1172 ЦК»

13 О!и. шг-ммг и>.«р*4ни| Ть А! ил ОС или

10 Ч,«т»|Н мри ШГГ «ив 4МИ13 01«?

17 Каыгасст»< ифэаш-аашои - ф. ы ккп шя.1' о <и -6

: >«(1... »1»||1«)1и«1мч II гфии 1 .417 0АМ 2.Ш

3. Шпчпли. ч"и' НА) и

1 ОрптрмА» пагязынчпь ФАКОМП. М^дрЯШИ«су 1 с ТО 11 «II о.чг* ОЧ1Ч

» Лкгтиши» прпЧИЛТк п с250° С яЯОО'С V » Срмптпыиа шрртамтмливютк % Меи!11««»||Ч'»2=(|3: Ц от Яме« JNNMl.lt

■и» «7 13«

117 М» ао

•ОД» опи

43 I«- МЛЛ пзм

Формула изобретения Жаропрочный сплав на основе никеля для лигья деталей горячего тракта газотурбинных установок, содержащий углерод, хром, кобальт, вольфрам, молибден, гитан, алюминий, тантал, рений, ниобий, церий. иттрий, лантан, магний, гафний, бор и никель, о! чичамшнйся тем. что он содержи! компоненты при следующем соотношении, мае.%:

углерюа оомхш

гргм ШО-Ч.И

коваам 104-10.»

миЦфны мо-из

»■тнГ'.ии 0_ЭЫ).*>

пли 1АЗД

¿.•мимтм* 1.7-3.«

шли 1ДМД

рстп* 14-3,1

ынибня 0.1041,13

аср* 0 01041012

ЯТТ|МЙ 0Л11ММИ2

«КПП ИЗ>11М1,012

1М1МШ1 иЛ|04|Л12

|*(ИМ1 0.10-0.1*

0.11ЯЧМН2

мню •К1Я.1аЛ|>*

при этом суммарное содержание церия, ит трия. лай тана И мат юн - не менее 0.0400.048 мае.1*, суммарное содержание гафния и ниобия - 0.2-0.3 Mac.it. а суммарное содержание алюминия и титана - 6.8-7,1 мае.'* при отношении содержания титана к содержанию алюминия 0.81-0.825

п <

ИСПЫТАТЕЛЬНЫЙ ЦЕНТР

«ИНН I САЛЬНАЯ ИСПЫIЛIНЛЬНАЯ ЛАБОРА К >РИЯ.. ОАО НПО «ЦНИИТМАШ»

115088. i. Москва Шар и кополт 11 и i тии ковсгая. 4 ic i. <4Ч5Н>75-Х7~12, h-inuil: in material <т mail.ru Система Менеджмента сертифицирована Bureau Vertus на соответствие требованиям INO 4001 200X Сертификат N" RU227440Q-11 of 04 февраля 2011 г. до 0.1 феврали 2014 i.

Образцы: жаропрочный сплав НКМ-1 Заказчик: ОАО НПО «Сатурн»

1(роюкол К" У)

от «<Hi.. 05.2013»

У I НИ'ЖДАЮ: Руководи тсль Испытательно! о центра Заместители генерального директора

В.П.СкороГнизтых

и мая 2013 т.

i испытаний: испытание на растяжение

Дата поступления обрашов «28 03.201 î т

Оборудование: машина IIM-4

,ЧЬ п/п Маркировка образов Температура испытанна. "С Относительное Временное сонро-тив. к-ние ралры-ву. a,. Ml 1л Предел текучести, a M Па

Wihhciihc % сужение (vi. "«

1 В5-4 20 0.2 7.5 1270 1020

•у i Ь7-7 коо 14.0 21.0 1080 wo

3 Б15-9 850 15.5 21.5 V20 Х40

4 KI<¡-8 400 23.1) 35.0 730 МО

Методика прове тения испытаний соответствует нормативной документации <НД) ГОСТ 1447-S7. ГОСТ <т(>51 К4 Дополнительная информация к mcîo.uix испытании при латается в дополнении к протоколу по требовании! заказчика Протокол испытаний касаегея только образцов, подвертнулых испытанию I к'ренечаткп протокола запрещена

Заве туннннй ЦП I

Пены иная пропел

#

у

t^y

Ханмин С 14

Мишина ИИ

Б5-7 920-310