Физико-химические факторы жаропрочности никелевых сплавов, содержащих рений Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 669.018.44:669.24

Е.Н. Каблов, Н.В. Петрушин, Г.И. Морозова, И.Л. Светлов

ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ФАКТОРЫ ЖАРОПРОЧНОСТИ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ, СОДЕРЖАЩИХ РЕНИЙ

Непрерывное увеличение рабочих температур турбинных лопаток авиационных газотурбинных двигателей стимулировало разработку жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС) и развитие теории их легирования, основные положения которой были сформулированы С.Т. Кишкиным в пятидесятые годы XX века. В результате была создана серия ЖНС для литья турбинных лопаток с равноосной и направленной структурами, монокристаллических, а также естественно-композиционных материалов из эвтектических сплавов типа у/у'-МС, обеспечивших непрерывное повышение рабочих температур ГТД [1-3]. Все эти сплавы имеют многокомпонентное легирование и гетерофазную структуру, главными элементами которой являются высокодисперсные частицы у'-фазы на основе интерметаллического соединения Ni3Al и сложнолегированный никелевый у-твердый раствор. В ЖНС, содержащих углерод и бор, также образуются карбидные и боридные фазы различного типа. Кроме того, в зависимости от легирования, условий кристаллизации и термической обработки в ЖНС могут образовываться фазы, структура которых отличается от ГЦК решетки никеля (структура А1) и у'-фазы (структура L12).

В недавних обзорах авторов [4-6] проведен анализ современного развития ЖНС для литья лопаток с монокристаллической структурой исходя из особенностей их легирования и фазового состава. В частности, показано, что основным направлением совершенствования этого класса материалов является оптимизация основных физико-химических и структурных факторов жаропрочности, к которым относятся объемная доля упрочняющих частиц у'-фазы, коэффициенты распределения легирующих элементов между фазами, периоды и размерное несоответствие кристаллических решеток фаз у, у' и др. Достижение оптимальных значений этих показателей при создании современных ЖНС осуществляется путем легирования рением, сбалансированного увеличения суммарного содержания тугоплавких (Re, Mo, Ta, W) и у'-образующих металлов (Al, Ta), снижения концентраций Cr, Ti, Hf и исключения из систем легирования Nb и V.

Для понимания причин положительной роли рения в ЖНС необходимо выяснить его влияние на указанные факторы жаропрочности. Литературные данные по этим вопросам крайне малочисленны и во многих случаях противоречивы [4-6]. В настоящей статье продолжен экспериментальный анализ ренийсодержащих ЖНС с монокристаллической структурой, приводятся новые данные по количеству упрочняющей у'-фазы, коэффициентам распределения элементов между у'- и у-фазами и другим факторам жаропрочности, а также сделана оценка фазовой стабильности известных промышленных и опытных ЖНС, легированных рением. Такая оценка осуществлялась при помощи предложенного Г.И. Морозовой [7-9] уравнения баланса легирования, которое связы-

вает среднюю концентрацию валентных электронов компонентов Е0 (Е0 = ^ С Е ) в

г=1

сбалансированном по химическому составу сплаве с его средней атомной массой Лс

п

(Лс = £ СЛ):

c

i=1

E0 = 0,036 Ac + 6,28 , (1)

где С7, Д- и E7 соответственно концентрация, атомная масса и количество валентных электронов 7-го компонента сплава; n - число компонентов сплава, включая основу.

Обычно промышленные сплавы имеют значение Ec, отличающееся от E0 на величину ±АЕ (±АЕ= Ec - E0), называемую дисбалансом легирования сплава. Согласно [7], величина и знак АЕ определяют вероятности протекания фазовых превращений. В сплавах с большим отрицательным дисбалансом легирования (АЕ < 0) велика вероятность образования двойных карбидов или ТПУ фаз, а сплавы, у которых АЕ> 0, склонны к образованию фаз типа Ni3Ti (DO24), Ni3Nb (А3) и эвтектических фаз на основе Ni3Al (Lh).

Таким образом, для оценки фазовой нестабильности ЖНС предложенный в [7]

АЕ-метод выгодно отличается от известных методов PHACOMP (Nv) [10], New PHA-COMP (Md) [11] и Solubility index (SI, SLI) [12, 13] отсутствием необходимости экспериментального определения критических значений параметров Nv, Md, SI и SLI для разных систем легирования.

Количество упрочняющей у'-фазы и коэффициенты распределения. По классификации [14] легирующие элементы, образующие в двойных системах Ni-X (здесь X = Al, Ti, Nb, Ta) интерметаллическое соединение состава №зХ, относятся к у' -образующим элементам, т. е. преимущественно растворяются в у'-фазе никелевых сплавов. Коэффициенты распределения этих элементов между у'- и у-фазами Кг (Kt = С] /СJ,

где С/ и С/ - концентрация (% атомн.) 7-го элемента в у' - и у-фазах соответственно)

больше единицы. Элементы Co, Cr, Mo образуют широкие области у-твердых растворов в бинарных сплавах на основе никеля и поэтому, главным образом растворяясь в у-фазе, имеют Ki < 1. Исключение составляет W, коэффициент распределения Kw которого (в зависимости от химического состава сплава) может быть больше или меньше единицы.

В работе экспериментальное определение количества упрочняющей у'-фазы и коэффициентов распределения легирующих элементов в ЖНС проводилось методом физико-химического фазового анализа (ФХФА) [14].

Для исследования были выбраны термически обработанные монокристаллы ЖНС с различным содержанием рения. Химический состав сплавов и некоторые их характеристики приведены в табл. 1. Результаты экспериментальных исследований фазового состава сплавов и коэффициенты распределения соответствующих легирующих элементов между у' - и у-фазами - в табл. 2 и 3.

Таблица 1

Система легирования и некоторые характеристики монокристаллических _жаропрочных никелевых сплавов_

Сплав Система легирования (цифры - содержание элементов, % по массе) Сумма концентраций Re, W и Ta, % (по массе) АЕ Уровень жаропрочности 100(1 Л)ГГТ °100 , МПа Литературный источник

ЖС36 Ni-9,1Co-3,7Cr-5,8Al-1,3Ti-1,1Nb-1,0Mo-11,5W-1,9Re 13,4 0,04 250 [3]

ЖС40 Ni-6,1Cr-5Al-7,6Ta-4,5Mo-7,3W 14,9 0,05 240 [3]

CMSX-4 Ni-10Co-6,5Cr-5,5Al-0,9Ti-5,9Ta-0,8Mo-6W-3Re 14,9 -0,02 260 [3]

ЖС32 Ni-9,7Co-5Cr-5,7Al-1,4Nb-3,8Ta-1,0Mo-8,8W-4Re-0, 15С 16,6 -0,05 240 [3]

A* Ni-10,4Co-2,5Cr-5,7Al-8Ta-1,8Mo-1,1W-10Re 19,1 -0,02 330 [15]

Б* №-11,8^-5,7^-7^-1,7Mo-0,6W-13Re 21,0 -0,09 350 [16]

* Экспериментальные сплавы.

Таблица 2

Фазовый состав монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов

Сплав Фаза Количество Химический состав фаз, % (по массе) Атомная

фазы, % № СЬ о- Al ТС № Та Mo W Re масса фазы

(по массе) -^фазы

ЖС40 у' 59 71,0 - 1,6 7,8 - - 11,0 2,3 6,3 - 60,7

у 40,2 67,2 - 12,8 0,9 - - 2,5 7,8 8,8 - 63,8

ЖС36 у' 68,6 66,7 6,9 2,0 8,0 1,8 1,4 - 1,0 12,0 0,45 58,4

у 31,4 60,8 13,8 7,3 1,0 0,1 0,4 - 1,1 10,4 5,1 64,7

CMSX-4 у' 64,2 67,1 6,7 2,3 8,0 1,5 - 8,8 0,4 4,9 0,3 58,5

у 35,8 51,4 15,9 14,0 0,9 - - 1,9 0,9 7,9 7,0 64,5

ЖС32 у' 61,2 68,1 7,1 2,1 7,8 - 1,2 3,7 0,6 8,6 0,8 58,8

у 37,4 50,5 14,3 9,8 2,6 - 0,9 2,0 1,6 8,9 9,4 65,6

А* у' 61,6 70,7 4,9 1,0 8,3 - - 12,4 1,3 1,1 1,3 59,1

у 38,4 45,4 19,3 5,0 1,6 - - 0,9 2,6 1,2 24,1 70,3

Б* у' 60,8 69,4 5,5 0,9 8,2 - - 11,4 1,6 0,5 2,7 59,1

у 39,2 37,3 22,4 4,6 1,3 - - 0,8 2,2 0,6 30,7 74,1

* См. сноску к табл. 1.

Таблица 3

Коэффициенты распределения легирующих элементов между у'- и у-фазами в монокристаллических жаропрочных никелевых сплавах

Сплав К для элементов

СЬ Сг Al ТС № Та Mo W Re

ЖС36 0,45 0,25 7,5 17,1 3,0 - 0,4 1,0 0,08

ЖС40 - 0,1 8,0 - - 4,1 0,3 0,7 -

CMSX-4 0,4 0,1 7,8 - - 3,5 0,3 0,5 0,03

ЖС32 0,4 0,20 2,7 - 1,1 1,7 0,3 0,9 0,08

А* 0,2 0,2 4,4 - - 13,7 0,4 0,6 0,04

Б* 0,3 0,2 6,1 - - 14,1 0,6 0,8 0,06

* См. сноску к табл. 1.

К A 10 8 6 4 2

• *

• VI ♦ $•

VI*

т 1 Р» •

К Mo 1

0,8 0,6 0,4 0,2

К..

14 12 10 8 6 4 2

0

К,

3 4

Nb 1 2 3 4 5

♦

• • ♦

•

» . -г-|- 1

К Cr

0,4 •

0,3 1 •

• . • и

0,2 0,1 • • • »• « П 9 •

0

К

2 1,6 1,2

0,8 0,4

0

К

0,8 0,6

0,4

0,2

0

Кт 12

8

4 0

23

23

• V

«

♦

0

0,5

1,5

0,6 0,8

1,2

1,4

0,2 0,16 0,12 0,08 0,04

♦

£ ♦ • •

-V

• • Г— • • •

•• •

0

К V 1 0,8 0,6 0,4

0

0,5

->- Re, % (атомн.)

1,5

Рис. 1. Влияние рения на коэффициенты распределения легирующих элементов между у'- и у-фазами в жаропрочных никелевых сплавах

0

1

2

5

1

4

5

1

2

3

4

5

1

2

3

4

5

1

4

5

1

1

1

2

3

4

5

1

Полученные данные ФХФА сплавов показывают, что рений в основном входит в состав у-твердого раствора. Он имеет самый низкий коэффициент распределения, что определяется его незначительной растворимостью (~1% атомн.) в соединении №3А1 [17, 18] по сравнению с растворимостью в нем остальных металлических компонентов сплава [10]. В то же время рений образует широкую область у-твердого раствора в двойной системе №-Яе, его предельная растворимость в никеле при температуре 800°С составляет ~13% (атомн.) [19].

Данные табл. 2 показывают, что с повышением в сплаве содержания рения перераспределение легирующих элементов между у'- и у-фазами происходит таким образом, что атомная масса у-фазы Ау повышается в большей степени, чем атомная масса

у'-фазы А, соответственно увеличивается разница между Ау и Ау . Это свидетельствует о высокой эффективности рения как основного упрочнителя твердого раствора в жаропрочных сплавах.

На рис. 1 и 2 приведены имеющиеся у авторов экспериментальные данные по коэффициентам распределения легирующих элементов между у'- и у-фазами и количеству упрочняющей у'-фазы в большой группе ЖНС, позволяющие сделать определенное заключение о влиянии рения на эти факторы жаропрочности. Анализ показывает, что под влиянием рения существенным образом изменяются коэффициенты распределения тантала, титана, алюминия (К{ увеличиваются), кобальта и рения (К{ уменьшаются). Отметим, что зависимость ККе (Яе) имеет вид монотонно убывающей функции, значения которой асимптотически приближаются к постоянной величине, равной 0,05. Изменение значений К других легирующих элементов (Сг, Мо, ЫЬ, V), а также количества у'-

фазы (см. рис. 2) от содержания рения в сплаве (в интервале концентраций 0-4,5% атомн.) оценивается как статистически незначимое.

Рис . 2. Количество у'-фазы в жаропрочных никелевых сплавах, содержащих рений

80

| £ 70 о ^

и л ,„

£ 53 60 ё

£ V 50 40

♦ .. N ♦ ♦ Ч

Л** *

♦ ♦

1

2

3

4

Содержание Яе, % (атомн.)

0

5

В работах [5, 6] отмечалась следующая особенность распределения вольфрама между у - и у-фазами. Под влиянием рения большая часть вольфрама входит в состав у'-фазы, и значение К^ становится больше единицы. Однако, анализируя имеющуюся более обширную базу данных по К-^, авторы пришли к выводу, что указанное в [5, 6] положение для слаболегированных вольфрамом ЖНС не выполняется. Согласно табл. 3 и рис. 1, слаболегированные вольфрамом сплавы с повышенным содержанием рения имеют значения К^ меньше единицы, т. е. как и обычные ЖНС [14].

Здесь уместно обратить внимание на поведение КТа в зависимости от легирования ЖНС рением. Увеличение концентрации рения в сплаве, растворяющегося в у-твердом растворе, приводит к дополнительному вытеснению тантала из последнего в у'-фазу. В результате повышения концентрации тантала в у -фазе, а рения - в твердом растворе изменяются в благоприятную сторону физико-химические, структурно-фазовые и механические характеристики обеих фаз и сплава в целом. Однако в этом случае необходимо иметь в виду, что при значительном растворении тантала в у -фазе и соответст-

вующем уменьшении его концентрации в у-растворе соотношение периодов решеток этих фаз может значительно измениться, причем так, что их размерное несоответствие (мисфит) приблизится к нулевому значению или даже может достигнуть отрицательных значений, т. е. период решетки у'-фазы превысит таковой у у-фазы. Вследствие этого в сплавах с повышенными концентрациями рения и тантала создаются условия для образования частиц у'-фазы в неблагоприятной форме. В результате этого ожидаемого увеличения характеристик высокотемпературной жаропрочности монокристаллов таких сплавов достичь не удается.

Температуры фазовых превращений. К физико-химическим факторам жаропрочности ЖНС также относятся температуры фазовых превращений, а именно: температура полного растворения у'-фазы в у-растворе Тпр (у' -солвус), температуры солидус Тз и ликвидус Ть, температура конца плавления карбидной эвтектики (у+МС) - карбидный ликвидус ТМС. Солвус у' является не только характеристикой термической стабильности двухфазной у/у'-структуры, но и определяет, в первом приближении, жаропрочные свойства сплавов. Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что с повышением Тпр возрастает длительная прочность ЖНС.

Кроме указанных фазовых превращений, протекающих в широком интервале температур, в литых жаропрочных никелевых сплавах наблюдается превращение, по данным дифференциального термического анализа (ДТА), сопровождающееся поглощением тепла в узком интервале температур. Микроструктурный анализ показал, что этот локальный тепловой эффект превращения обусловлен плавлением неравновесных фаз эвтектического происхождения - таких как эвтектическая у'-фаза (у' эвт).

а)

АТ

Т Т Т п.р ^ эвт , 3 С

Нагрев \

АТ

б)

УТмс

Т' эвт

Т Ь

Т выд ^"ЧОхлаждение

Температура

Рис. 3. Термические кривые ДТА образца из сплава ЖС32, показывающие эн-до- и экзотермические пики и температурные интервалы фазовых превращений соответственно при нагреве (а) и охлаждении (б) со скоростью 20°С/мин:

Тпр - солвус у ' (1277°С); Тэвт - температура локального плавления (1300°С); Тз - солидус (1315°С); Ть - ликвидус (1397°С); Ть' - начало кристаллизации расплава (1381°С); ТМС - начало образования карбидов МС - карбидный ликвидус (1343°С); Т'вт- начало образования у ' эвт-фазы (1310°С); Твыд - начало распада у-твердого раствора с образованием у ' -фазы (1265°С)

При нагреве сплава с такой структурой начало его плавления (рис. 3) происходит преждевременно и начинается локально с плавления этих фаз при температуре, которую называют температурой эвтектического превращения Тэвт (температура локального

плавления или неравновесный солидус). Для жаропрочных никелевых сплавов эта температура может понижаться на десятки градусов по сравнению с истинным солидусом, если при кристаллизации в их структуре имеются неравновесные фазы эвтектического происхождения, которые образуются на основе соединений Ni3(Al, Hf); Ni3(Al, Nb); Ni3(Al, Ti). И, наоборот, она может повышаться до Ts для сплавов, в структуре которых имеются неравновесные фазы на основе вольфрама [20].

При высокотемпературной эксплуатации ЖНС претерпевают твердофазные превращения, при которых происходит растворение и коагуляция частиц упрочняющей у'-фазы, выделение нежелательных ТПУ фаз и т. д. Кинетика этих процессов, приводящих к изменению структуры и свойств сплавов, контролируется диффузионным массо-переносом в матричном у-твердом растворе и определяется коэффициентами диффузии атомов компонентов сплава.

Известно, что между коэффициентом диффузии D и температурой солидус существует тесная корреляция [21]:

D

D = D0exp(--—), (2)

гом

где Тгом= T/TS - гомологическая температура; В - const.

Из (2) следует, что если легирующий элемент повышает солидус сплава, как это имеет место в случае легирования ЖНС вольфрамом и рением, то при прочих равных условиях гомологическая температура и, следовательно, диффузионная подвижность атомов в таком сплаве будут ниже. На рис. 4 показана экспериментально установленная в [5] корреляция между коэффициентом самодиффузии атомов никеля при 900°С в монокристаллах ЖНС и их температурой солидус, - согласно такой корреляции с увеличением солидуса коэффициент самодиффузии атомов никеля статистически снижается.

D 1014, см2/с

Рис. 4. Корреляция между коэффициентом самодиффузии атомов никеля (900°С) и температурой солидус никелевых жаропрочных сплавов системы М-М-Сг-Мо^-Та-Яе [5]

1340 1360 1380 1400 1420 Температура солидус, °С

1440

8

0

Температурами фазовых превращений определяются и некоторые технологические параметры. В частности, температурный интервал Ть - Тз характеризует склонность сплавов к формированию монокристаллической структуры отливок в процессе направленной кристаллизации и объемную долю микропористости; «окно» термообработки (Гэвт - Гпр) - возможность проведения гомогенизации без риска оплавления междендритных областей и чувствительность к перегревам.

Для литых монокристаллов из сплавов, химический состав которых приведен в табл. 1, были определены методом ДТА с точностью ±5°С указанные температуры фазовых превращений (табл. 4). Ранжировка сплавов в табл. 4 проведена в порядке воз-

растания температур Тпр и Т3, что в свою очередь коррелирует с высокотемпературной длительной прочностью монокристаллов этих сплавов.

Таблица 4

Температуры фазовых превращений (°С) в литых

монокристаллах из жаропрочных никелевых сплавов_

Сплав Т х п.р Т х эвт Тз ТМС Ть

ЖС32 1277 1300 1315 1343 1397

ЖС36 1299 1324 1344 - 1432

ЖС40 1310 1334 1358 - 1406

СМ8Х-4 1292 1312 1355 - 1416

А* 1312 1346 1360 - 1416

Б* 1322 1340 1369 - 1428

* См. сноску к табл. 1.

Различные элементы легирующего комплекса неоднозначно влияют на температуры фазовых превращений в ЖНС. В общем случае добавки легирующих элементов А1, Та, Т1, ИГ и W положительно влияют на Тп.р, способствуя сохранению в структуре сплава большей доли частиц упрочняющей у' -фазы при высоких температурах; Сг, Со, V и С - понижают Тпр, а влияние Яе, Мо и ЫЬ на Тпр статистически незначимо. Все легирующие элементы, кроме Яе, W и Со, понижают солидус и ликвидус ЖНС, особенно бор и углерод.

Фазовая стабильность. Наиболее остро проблема фазовой нестабильности стоит для ренийсодержащих ЖНС. Результаты анализа с помощью ЛЕ-метода баланса легирования группы промышленных и опытных жаропрочных сплавов этого класса отечественного и зарубежного производства показали, что сбалансированность химического состава большинства из них крайне низка или практически отсутствует (рис. 5).

ЛЕ 0,2

0,1

-0,1

-0,2

СМ8Х-10 ,

ЖС36 1 1 ТМ8-71 ■ СМЭХ-10М

РШ СМЭХ-4 8С180 И^ А1484^т" а ■ ТМЭ-75 8МР 14

■ Кепе N5 ■ Кепе N6 ■ А11оу 5А

2 4 6

Содержание Ке, % (по массе)

Рис. 5. Значения параметра ЛЕ, прогнозирующие вероятность появ-8 ления нежелательных фаз в структуре жаропрочных сплавов

0

0

В сплавах с неблагоприятным сочетанием легирующих элементов или из-за их ликвации могут образовываться топологически плотноупакованные (ТПУ) фазы различного типа: ромбоэдрическая д-фаза, тетрагональная а-фаза и орторомбическая Р-фаза [22-25]. По своей природе ТПУ фазы относятся к хрупким электронным соединениям переходных элементов. Они выделяются в форме пластин из у-твердого раствора (рис. 6). Помимо кристаллической структуры, ТПУ фазы различаются содержанием тугоплавких металлов и их соотношением (табл. 5).

Рис. 6. Пластины ТПУ фазы (х2500), образовавшиеся в результате отжига при температуре 1050°С монокристалла из жаропрочного сплава с 4% Яе

Таблица 5

Химический состав никелевых сплавов и избыточных фаз_

Сплав, фаза Соде ржание, % (по массе) Литературный источник

Со Сг Мо Яе А1 Т1 Та Ж N1

А11оу 1 ТПУ 7,7 6,5 5.8 7.9 1,9 21,9 4,8 16,5 4,8 30,6 6,1 1,1 0,1 6,7 3,1 0,2 0,5 Основа 11,8 [22]

СМ8Х-4 ТПУ 9 8 6,5 9 0,6 2 6,0 28 3,0 28 5,6 1 1,0 4 6,5 - Основа 20 [25]

СМ8Х-10 ТПУ 3,0 2 2,0 6 0,4 1 5,0 10 6,0 44 5,7 2 0,2 4 8,0 0,03 Основа 30

Точная идентификация этих фаз затруднена как из-за чрезвычайно малых размеров пластинчатых выделений, так и вследствие того, что в пределах одного и того же ТПУ выделения могут сосуществовать несколько фаз, например а- и Р-фазы. Кроме того, в сплавах с повышенным содержанием тугоплавких металлов могут выделяться а-фазы на основе Мо или W с объемно-центрированной кубической решеткой, а также рениевая 5-фаза с гексагональной плотноупакованной решеткой.

Отрицательное влияние избыточных фаз на жаропрочные свойства сплавов проявляется в том, что они служат источником зарождения трещин, ведущих к снижению пластичности и хрупкому разрушению. Другая, косвенная причина разупрочнения ЖНС обусловлена тем, что эти фазы связывают значительное количество тугоплавких металлов и тем самым обедняют ими у- и у'-фазы, снижая эффективность концентрационного твердорастворного и дисперсионного упрочнения. По-видимому, именно образованием ТПУ фаз в процессе длительных высокотемпературных испытаний на ползучесть можно объяснить «провал» на параметрической кривой Ларсена-Миллера (рис. 7), построенной для монокристаллов сплава СМБХ-10 [26].

Рис. 7. Зависимость длительной прочности от параметра Ларсена-Миллера (Р) для монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов СМ8Х-10

(о), ТМ8-75 (□) и ТМ8-80 (Д) [26]

а, МПа 400

300-

200-

100

27 28 29 30 31 Р=7,(20+1о§т)10-3

В работе [27] описан новый тип микроструктурной нестабильности монокристаллов жаропрочных сплавов, содержащих рений (Rene N6, CMSX-10), - вторичная реакционная зона (secondary reaction zone - SRZ) в диффузионном слое под алюминидным покрытием, а также образование колоний ячеек вдоль малоугловых границ и в дендритных осях первого порядка. SRZ представляет собой трехфазную область из у'-матрицы и пластинчатых выделений у- и Р-фаз, причем Р-фаза содержит до 50% Re и до 20% W. Движущей силой появления SRZ являются остаточные напряжения в приповерхностном слое, тогда как колонии трехфазных ячеек возникают из-за сильной лик-вационной неоднородности в монокристаллах из сплавов с высоким содержанием рения. По данным работы [27] фазовая нестабильность этого типа значительно (до 50%) снижает длительную прочность монокристаллов в интервале температур 1050-1100°С.

Таким образом, рассмотренные ренийсодержащие жаропрочные никелевые сплавы склонны к образованию ТПУ фаз в процессе термической обработки и длительных испытаний на ползучесть в интервале 1000-1150°С из-за несбалансированности химического состава и сильной остаточной ликвационной неоднородности в монокристаллических отливках.

ЛИТЕРАТУРА

1. Кишкин С.Т., Петрушин Н.В., Светлов И.Л. Жаропрочные эвтектические сплавы //В сб.: Авиационные материалы на рубеже XX-XXI веков.- М.: ВИАМ, 1994, с. 252-258.

2. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов.- М.: Машиностроение, 1997, 336 с.

3. Каблов Е.Н. Литые лопатки газотурбинных двигателей: сплавы, технология, покрытия.- М.: МИСИС, 2001, 632 с.

4. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой //Материаловедение, 1997, № 4, с. 32-38; № 5, с. 14-17

5. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Василенок Л.Б., Морозова Г.И. Рений в жаропрочных никелевых сплавах для лопаток газовых турбин //Материаловедение, 2000, № 2, с. 23-29; № 3, с. 38-43.

6. Петрушин Н.В., Светлов И.Л. Физико-химические и структурные характеристики жаропрочных никелевых сплавов //Металлы, 2001, № 2, с. 63-73.

7. Морозова Г.И. Закономерность формирования химического состава у'/у-матрицы многокомпонентных никелевых сплавов //ДАН СССР, 1991, т. 320, № 6, с. 1413-1416.

8. Каблов Е.Н., Самойлов А.И., Морозова Г.И., Петрушин Н.В. Расчетная корректировка состава для фазово-стабильных жаропрочных никелевых сложнолегирован-ных систем //В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып. Методы испытаний и контроля качества металлических и неметаллических материалов. - М.: ВИАМ, 2001, с. 16-24.

9. Самойлов А.И., Морозова Г.И., Кривко А.И., Афоничева О.С. Аналитический метод оптимизации легирования жаропрочных никелевых сплавов //Материаловедение, 2000, № 2, с. 14-17.

10. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок /Под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У.К. Хагеля; Пер. с англ. В 2-х кн. /Под ред. Р.Е. Шалина.- М.: Металлургия, 1995, Кн. 1, 384 с.; Кн. 2, 384 с.

11. Yukawa N., Morinaga M., Ezaki H. and Murata Y. Alloy design of superalloys by the ^-electrons concept //High Temp. Alloys for Gas Turbines and Other Applications: Proc. of Conf. Liege (Belgium). - Dordrecht: C.R.M., 1986, р 935-944.

12. Harada H., Yamazaki M., Koizumi Y. et al. Alloy design for nickel-base superalloy // High Temp. Alloys for Gas Turbine: Proc. Intern. Conf. of. - Liege (Belgium): Reidel Publ. Co, 1982, р. 721-735.

13. Ohno T., Watanabe R., Tanaka K. Development of a nickel-base single crystal superalloy containing molybdenum by an alloy designing method //J. Iron and Steel Inst. Jap., 1988, v.74, № 11, p. 133-140.

14. Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова М.Н. и др. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов.- 2-е изд.- М.: Металлургия, 1978, 336 с.

15. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Демонис И.М. и др. Никелевый жаропрочный сплав для монокристального литья: Пат. 2153021 (РФ) // Бюл. № 20, 20.07.2000.

16. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Демонис И.М., Сидоров В.В. Никелевый жаропрочный сплав, изделие, выполненное из него, и способ обработки сплава и изделия из него: Пат. 2220220 (РФ) //Бюл. № 36, 27.12.2003.

17. Петрушин Н.В., Бронфин М.Б., Чабина Е.Б., Дьячкова Л.А. Фазовые превращения и структура направленно закристаллизованных интерметаллидных сплавов Ni-Al-Re //Металлы, 1994, № 3, с. 85-93.

18. Huang W., Chang Y.A. A thermodynamic description of the Cr-Ni-Re-Al system //Mater. Science and Eng. А, 1999, v. A259, p. 110-119.

19. Барабаш О.М., Коваль Ю.Н. Структура и свойства металлов и сплавов: Справочник.- Киев: Наук. думка, 1986, 598 с.

20. Петрушин Н.В., Чабина Е.Б., Дьячкова Л.А. Фазовая стабильность монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов Ni-Al-Cr-W-Ta-Mo //Металлы, 1996, № 3, с. 104-112.

21. Бокштейн Б.С., Бокштейн С.З., Жуховицкий А.А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых телах.- М.: Металлургия, 1974, 279 с.

22. Walston W.S., O'Hara K.S., Ross E.W. et al. Rene N6: Third generation single crystal superalloy //In: Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 1996, р. 27-34.

23. Dorolia R., Lahrman D.F., Field R.D. Formation of topologically closed packed phases in nickel-base single-crystal superalloys //In: Superalloys.- Champion (Pennsylvania): TMS-AIME, 1988, р. 255-265.

24. Hino H., Yoshioka Y., Nagata K. et al. Design of high Re containing single crystal superalloys for industrial gas turbines //High Temp. Mater. for Power Eng.: Proc. of Conf.-Liege (Belgium): Kluwer Acad. Publ., 1998, p. 1129-1137.

25. Broomfield R.W., Ford D.A., Bhangu J.K. et al. Development and turbine engine performance of three advanced rhenium containing superalloys for single crystal and direction-ally solidified blades and vanes //J. of Eng. for Gas Turbines and Power, 1998, v. 120, № 7, р. 595-608.

26. Kobayashi T., Koizumi Y., Nakazawa S. et al. Design of high rhenium containing single crystal superalloys with balanced intermediate and high temperature creep strengths //Advances in Turbine Mat., Design and Manufacturing: Publ. in Proc. of the 4-th Inter. Charles Parson Turbine Conf. - Newcastle (UK): The Inst. of Mat., 1997, p. 766-773.

27. Walston W.S., Schaeffer J.C., Murphy W.H. A new type of microstructural instability in superalloys - SRZ //In: Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met., Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 1996, p. 9-17.