ЛИТЫЕ ЛОПАТКИ ГАЗОТУРБИННЫХ ДВИГАТЕЛЕЙ
ЛИТЫЕ ЛОПАТКИ
ГАЗОТУРБИННЫХ
ДВИГАТЕЛЕЙ
сплавы
технологии
покрытия
НАУКА
Посвящается
100-летию со дня рождения
академика С.Т. КИШКИНА
ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ
УНИТАРНОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ
«ВСЕРОССИЙСКИЙ НАУЧНО-ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИЙ ИНСТИТУТ
АВИАЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ»
ГОСУДАРСТВЕННЫЙ НАУЧНЫЙ ЦЕНТР
РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ
ЛИТЫЕ ЛОПАТКИ
ГАЗОТУРБИННЫХ
ДВИГАТЕЛЕЙ
сплавы
технологии
покрытия
Издание 2-е
Под общей редакцией
члена-корреспондента РАН, профессора
Е.Н. КАБЛОВА
МОСКВА НАУКА 2006
УДК 669.2/.8:621.4
ББК 34.33+31.363
Л64
Литые лопатки газотурбинных двигателей : сплавы, технологии,
покрытия / под общ. ред. Е.Н. Каблова. - 2-е изд. - М. : Наука, 2006. - 632 с. -
ISBN 5-02-034270-Х
Рассмотрены и обобщены вопросы технологии литья современных рабочих и
сопловых лопаток из специальных высокожаропрочных сплавов с равноосной, направ-
ленной столбчатой и монокристаллической структурами для газотурбинных двигателей.
Представлены новые методы литья, не имеющие аналогов эффективные процессы,
технологии и оборудование. Обсуждаются проблемы металлургии, металловедения,
в том числе легирования жаропрочных литейных никелевых сплавов для обеспечения
длительной работоспособности лопаток ГТД при высоких температурах в агрессивной
среде. Приведены последние разработки сложных и многослойных защитных покры-
тий, обеспечивающих надежную работу лопаток в условиях высокотемпературной газо-
вой и сульфидно-оксидной коррозии, технология нанесения покрытий и промышленное
оборудование для лопаток различной конструкции. Изложены основные методы конт-
роля отливок и технологии их получения.
Для научных и инженерно-технических работников (металловедов, техно-
логов, конструкторов), работающих в области создания авиационной и космической
техники.
Cast Blades of Gas Turbine Engines : Alloys, Technologies, Coatings I Under
the editorship of E.N. Kablov. - 2nd ed. - Moscow : Nauka, 2006. - 632 p. -
ISBN 5-02-034270-X
The coating technological aspects concerning modem turbine blades and nozzle guide
vanes of special superanoys with the equiaxial, directional columnar and single-crustal stuctures
for gas turbine engines (GTE) were considered and summerized in the present paper.
New casting methods not having analogues, effective processes, technologies and equip-
ment are presented. Some problems of the metallurgy and the materials science including the
casting Ni-base superalloy modification are discussed with the goal of ensuring the long-term
workability of GTE blades at high temperatures in the aggressive medium. The last develop-
ments of complicated and multilayer protective coatings, providing the reliable blade operation
under the high-temperature gaseous and sulfide-oxide corrosion conditions, the coating produc-
tion technology and commercial equipment for blades with various structures are given in the
paper. The basic control methods of coatings and production technologies are also described.
For engineers and scientists (physical metallurgists, technologiscts, designers), vorking in the
field of aerospace engineering production.
ISBN 5-02-034270-X
© ФГУП ВИАМ ГНЦ РФ, 2006
© Художественное оформление.
Издательство “Наука”, 2006
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие..........................................................5
Введение. Становление современной технологии литья лопаток
газотурбинных двигателей....................................9
Глава 1. Особенности эксплуатации литейных жаропрочных
никелевых сплавов и предъявляемые к ним
требования.................................................19
Глава 2.	Основы материаловедения литейных жаропрочных
никелевых сплавов...................................35
Глава 3.	Металлургия литейных жаропрочных сплавов.........119
Глава 4.	Литье турбинных лопаток из никелевых сплавов	с
равноосной поликристаллической структурой..........187
Глава 5.	Процесс поверхностного модифицирования
жаропрочных сплавов - эффективный инструмент
формирования оптимальной структуры в литых
лопатках ГТД.....................................  235
Глава 6. Автоматизированное проектирование технологических
процессов литья лопаток............................263
Глава 7. Теоретические и экспериментальные основы
направленной кристаллизации жаропрочных
никелевых сплавов.........................................293
Глава 8. Высокоградиентная направленная кристаллизация -
перспективная технология получения лопаток ГТД
с монокристаллической и композиционной структурой...399
Глава 9. Керамические формы и стержни для литья
охлаждаемых лопаток с равноосной, направленной
столбчатой и монокристалической структурами...............445
3
Глава 10. Контроль качества литых охлаждаемых лопаток.......487
Глава И. Ионно-плазменные защитные покрытия
для лопаток ГТД............................................531
Глава 12. Основные направления развития литья лопаток
газовых турбин.............................................609
Библиографический список....................................624
ПРЕДИСЛОВИЕ
Предлагаемая вниманию металловедов, ме-
таллургов и технологов монография «Литые
лопатки газотурбинных двигателей» являет-
ся одной из немногих книг, содержащих
наиболее полный объем металловедческих и
технологических решений узловой задачи
создания и производства наиболее ответ-
ственных и высоконагруженных деталей
авиационных, промышленных турбин — ли-
тых лопаток.
Еще на исходе XIX в. западные ученые
приступили к разработке газотурбинного
двигателя и создали теорию газового цик-
ла турбины. В двадцатых годах XX в. проф.
В.В. Уваров рассчитал газотурбинный дви-
гатель (ГТД), а академик А.М. Люлька в
предвоенные годы дал практически совре-
менную компоновку авиационного ГТД.
Однако все эти работы, как говорится, «ле-
жали на полке», поскольку не было метал-
лических материалов, способных длительно
работать при температурах газового потока
и обеспечивающих эффективное функцио-
нирование двигателя. Все попытки повы-
сить уровень жаропрочности сталей успеха
не имели. Необходимо было создать новый
материал с большей энергией активации
сдвиговой деформации. Решение этой про-
блемы в Англии было объявлено нацио-
нальной задачей. В результате исследований
был создан сплав нимоник, а его автор —
ведущий специалист фирмы «Mond NiCo»
Гриффитс — был удостоен звания пэра Ан-
глии, а затем стал президентом компании.
5
Однако нимоник не удовлетворял непрерывно растущим требованиям кон-
структоров.
В соответствии с особым заданием Совета Министров СССР ВИАМ
было поручено создать отечественный сплав, превосходящий английский.
Я в то время работал зам. начальника института. Это ответственное задание
ВИАМ было выполнено, нами был разработан метод физико-химического
фазового анализа, который позволил установить, что в английском сплаве
имеется упрочняющая высокотемпературостойкая интерметаллидная фаза
Ni3Al. В то время алюминий считался вреднейшей примесью в высокопроч-
ных сплавах, но, как было показано нами, в составе интерметаллида Ni3Al
он является главным носителем жаропрочности.
Факт упрочнения гомогенного твердого раствора дисперсными частицами
интерметаллидной фазы, получившей название гамма-штрих фаза (у')> по-
зволил нам создать гетерофазную теорию жаропрочности и на ее основе раз-
работать серию высокожаропрочных сплавов (от ЖСЗ до ЖС40) и выска-
зать идею о возможности изготовления лопаток ГТД методом литья. Это был
весьма смелый шаг. Лопатка турбины, на которой энергетически «висит»
многотонный воздушный лайнер, — и вдруг из литья! С его неоднороднос-
тью, ничтожной пластичностью — казалось бы, чистейший нонсенс... Мно-
гие встретили буквально в штыки идею литья лопаток. Потребовались твер-
дая настойчивость и глубокое убеждение в своей правоте, чтобы преодолеть
недоверие и добиться перевода лопаток со штамповки на литье.
Наряду с повышением жаропрочности материала лопаток применение тех-
нологии точного литья открыло широкие возможности в конструировании
бесприпусковых литых охлаждаемых лопаток с высокоэффективными систе-
мами охлаждения, что позволило в 2,5 раза увеличить коэффициент исполь-
зования металла, прекратить перевод дорогостоящего сплава «в стружку».
Уже полстолетия летают отечественные самолеты с литыми лопатками из
литейных жаропрочных сплавов, созданных ВИАМ. Современная литая ох-
лаждаемая лопатка — это сложная конструкция. Ее стабильное производство
требует решения не только металловедческих, но и многих технологических
задач. Именно литье лопаток вызвало необходимость развития вакуумной ме-
таллургии с вакуумными плавильными и литейными установками; потребо-
вало создания методов рафинирования с предельной очисткой от вредных
примесей, методов точного расчета литниково-питающих систем; изготов-
ления модельных блоков, керамических стержней и форм; эффективной
борьбы с поверхностными дефектами и дальнейшего развития дефектоско-
пии литых изделий, а также поставило ряд других важных задач. В их
успешном решении на протяжении многих лет участвовали члены авторско-
го коллектива монографии.
Их вклад имеет значение не только для освоения производства литых
лопаток ГТД, но и обогащает металловедение, металлургию и технологию
новыми теоретическими разработками, которые, несомненно, найдут приме-
нение для многих других объектов прецизионного литья.
6
Создание литейных жаропрочных сплавов и разработка технологии точ-
ного литья лопаток сыграли решающую роль в становлении реактивной авиа-
ции, но прогресс авиационной техники властно требовал дальнейшего повы-
шения эффективности двигателей и основного звена их энергетического
сердца — турбины. Надо было изыскать новые ресурсы. Лопатки имели по-
ликристаллическую структуру. Ослабленные границы зерен не позволяли
полностью использовать потенциальные возможности жаропрочности спла-
ва. Направленная кристаллизация стала первым шагом на этом пути. Столб-
чатые структуры повышают прочность именно там, где образуются местные
напряжения, таким образом в сплав вносится конструктивный элемент.
Дальнейший шаг — монокристаллические лопатки. В них конструктивным
элементом является сам кристалл, эффективно используются различные по-
казатели прочности и упругости по кристаллическим осям.
Идея монокристаллической лопатки и ее преимущества очевидны, но до
воплощения ее в жизнь прошло много лет. Потребовались исключительная
творческая смелость, глубокая эрудиция, богатейший опыт и мобилизация
всех теоретических и экспериментальных средств для ее решения. Коллектив
ученых ВИАМ сумел преодолеть все трудности и создать стабильную серий-
ную технологию производства монокристаллических охлаждаемых лопаток.
Вклад данной монографии не ограничивается общей систематизацией и
изложением проблем прецизионного литья. В ней затронут ряд принципи-
альных вопросов, в частности — что такое современный «материал»? Тради-
ционно материал характеризуется как вещество заданного состава и структу-
ры. Свойства сплавов определяются его легированием при стандартной тех-
нологии плавки, горячего передела и термической обработки. Разработка
новых сплавов базировалась на диаграмме Ле Шателье—Курникова «состав-
свойство».
Составляющие значительную часть монографии разделы по вопросам разра-
ботки направленной кристаллизации и монокристалического литья наглядно по-
казывают недостаточность традиционного определения термина «материал».
Металловед перестает быть только тем, кто использует заложенное по-
тенциально системой легирования термодинамическое и концентрационное
равновесие фаз и возникающую на их основе морфологию. Он становится
подлинным конструктором, проектирующим «материал» как некоторую кон-
струкцию, в которой поля сопротивлений конгруэнтны полям напряжений.
В книге блестяще показана необходимость рассмотрения «материала» как
системы триады «состав — конструкция — технология» и весьма наглядно
проиллюстрирована эффективность такой постановки, последовательно и си-
стематически изложен весь длительный и сложный путь согласования и раз-
работки нового подхода и нового пути решения задачи.
Я хорошо знаю Е.Н. Каблова, которого четверть века тому назад прини-
мал в ВИАМ и, видя в нем молодого талантливого специалиста, ищущего
пути в науку, порекомендовал заняться разработкой сплавов и технологий
литья охлаждаемых лопаток.
7
Пройдя большую научную школу физики металлов, созданную мною в
ВИ AM в далекие сороковые годы, приняв активное непосредственное учас-
тие в становлении технологии литья лопаток современных ГТД на моторо-
строительных заводах, в настоящей книге он представляет основные науч-
ные и практические результаты этой работы. Авторский коллектив данной
монографии, его руководитель существенно развили и продолжили научные
идеи и практические решения возглавляемой мною научной школы. Науч-
ное направление, дело, которому я посвятил свою жизнь, я передал в на-
дежные, крепкие руки своему талантливому ученику — организатору и уче-
ному.
Я уверен, что российская наука в дальнейшем сохранит завоеванный
ВИАМ приоритет в вопросах создания лучших в мире высокорениевых
сверхжаропрочных сплавов, не имеющих зарубежных аналогов высокогради-
ентной технологии литья монокристаллических лопаток с проникающей си-
стемой охлаждения и современных ионно-плазменных покрытий. Большая
заслуга в успешном продолжении научных исследований и их практической
реализации, без сомнения, будет принадлежать авторам данной монографии.
Академик Академии наук СССР, академик РАН
С.Т. КИШКИН
ВВЕДЕНИЕ
Становление современной технологии литья
лопаток газотурбинных двигателей
Точное литье авиационных газотурбинных двигателей (ГТД) по выплавля-
емым моделям — значительное технологическое достижение по сравнению с
другими металлургическими процессами, осуществляемыми в промышленном
масштабе.
Процесс точного литья — наиболее реальный метод производства деталей
сложной конфигурации из основных современных жаропрочных сплавов, пло-
хо поддающихся механической обработке, стоимость которой очень высока.
Способ литья по выплавляемым моделям является самым древним. Он
впервые начал применяться более чем за 2000 лет до новой эры в Китае для
изготовления бронзовых статуй. Расплавленный металл заливали в высушен-
ные или обожженные глиняные формы, внутренняя полость которых повто-
ряла конфигурацию моделей, удаляемых перед заливкой.
До 30-х годов литье по выплавляемым моделям применялось для произ-
водства художественных отливок, ювелирных изделий, зубных протезов и про-
мышленного значения практически не имело. Бурное развитие технологии
литья по выплавляемым моделям началось с 40-х годов в связи с достижени-
ями химии кремнийорганических соединений, изобретением и промышлен-
ным освоением производства этилсиликата, являющегося связующим матери-
алом при изготовлении литейных форм, позволивших осуществить промыш-
ленное производство отливок. Преимущества метода литья по выплавляемым
моделям (прецизионное литье), позволяющего получать отливки сложной гео-
метрической формы и высокой точности с отличным качеством поверхности,
были по достоинству оценены потребителями. В результате доля производ-
ства прецизионных отливок в общем объеме изготавливаемых машинострои-
тельных деталей начала неуклонно возрастать. Метод литья по выплавляемым
моделям оказался особенно эффективным для получения литых заготовок
лопаток ГТД.
В Англии первоначально лопатки газовых турбин работали при 700°С, и
для их изготовления использовали деформируемый сплав Нимоник-80 (леги-
рованный твердый раствор системы Ni—Сг, упрочненный небольшим количе-
ством интерметаллидной и карбидной фаз). В США для изготовления рабо-
9
чих лопаток турбин применяли деформируемые сплавы на никелевой основе
типа инконель.
Между тем еще в 40-х годах при создании первых авиационных ГТД было
очевидно преимущество технологии прецизионного литья для изготовления ло-
паток перед методами деформации (штамповки): точное литье обеспечивает го-
раздо более высокий коэффициент использования металла (КИМ = 0,6—0,8
вместо 0,1-0,2), а также снижение трудоемкости (более чем в три раза) и сто-
имости. Несмотря на то что традиционно конструкторы не допускали и мысли
о применении литых заготовок для изготовления деталей ответственного назна-
чения, литые сопловые лопатки были испытаны на двигателях как в отечествен-
ной, так и в зарубежной практике с положительными результатами. Для литья
сопловых лопаток в ВИАМ были разработаны первые литейные жаропрочные
сплавы марок ВЛ7-20, ВЛ7-45У, ЛК-4. Эти сплавы не обладали высокой жаро-
прочностью, были мало легированы; литье осуществлялось на воздухе.
В 1945—1946 гг. в ВИАМ под руководством академика С.Т. Кишкина был
разработан литейный жаропрочный сплав марки ЖС6 и его усовершенство-
ванный вариант — сплав ЖС6-К. Эти сплавы имели более высокую темпе-
ратурную работоспособность (рабочие температуры на 150—200°С выше), чем
применявшиеся в то время за рубежом и в России жаропрочные деформи-
руемые сплавы. Сначала генеральным конструктором академиком Н.Д. Куз-
нецовым, а затем генеральным конструктором академиком А.М. Люлькой
литейные сплавы были использованы для изготовления рабочих лопаток
новых высокотемпературных ГТД. Литые рабочие лопатки успешно прошли
испытания, и это кардинально изменило отношение конструкторов к воз-
можности использования литых заготовок для изготовления деталей ответ-
ственного назначения, работающих в условиях комплексного воздействия
напряжений как растяжения, так и сжатия, а также динамических и пере-
менных термических нагрузок, т.е. при сложнонапряженном состоянии ма-
териала. Через несколько лет в США и других странах также стали приме-
нять литейные сплавы.
Создание литейных жаропрочных сплавов и разработка технологии точно-
го литья по выплавляемым моделям решили проблему охлаждения рабочих
лопаток газовых турбин, тогда как для деформируемых сплавов такие попыт-
ки во всех странах окончились неудачей. Именно охлаждение лопаток яви-
лось весьма существенным фактором повышения температуры газа перед тур-
биной, с чем прежде всего связана мощность двигателя.
В 60-е годы, когда стало ясно, что дальнейшее повышение параметров ГТД
может быть достигнуто в первую очередь путем использования охлаждаемых
рабочих лопаток, во всех странах, создающих газотурбинные двигатели, были
развернуты исследования по разработке технологии получения охлаждаемых
лопаток.
В конце 60-х годов английская фирма «Ролле Ройс», работая над крайне
сложной проблемой создания охлаждаемой деформируемой лопатки, в конце
концов решила эту задачу, но это потребовало стольких усилий и средств,
что фирма оказалась на грани банкротства. При этом полученное решение
было связано с чрезвычайно большой трудоемкостью при производстве ох-
лаждаемых лопаток.
10
В итоге развитие направления повышения рабочих температур и качествен-
ного совершенствования ГТД во всем мире пошло по пути использования
литых охлаждаемых лопаток.
Литье по выплавляемым моделям явилось единственным возможным спо-
собом изготовления охлаждаемых лопаток со все более усложняющейся кон-
струкцией внутренней полости. Первые лопатки отливали по традиционной
технологии — с припусками на механическую обработку, в том числе и по
перу лопатки. Необходимость припуска по перу лопатки диктовалась низким,
по современным представлениям, металлургическим качеством литья. Отлив-
ку осуществляли в керамические формы на основе маршаллита и кварцевого
песка, причем все операции (плавка металла, заливка форм, термическая об-
работка отливок) осуществлялись на воздухе.
В сплаве ЖС6-К суммарное содержание химически активных элементов
алюминия и титана ~ 10 %, поэтому расплав химически активен, сильно
окисляется на воздухе, образуя «плены» А12О3 • ТЮ2, взаимодействует с ке-
рамикой литейной формы на основе кремнезема. Кроме того, сплав окис-
ляется при термической обработке на воздухе на глубину до 0,3 мм. Сум-
марные поверхностные повреждения структуры металла составляли около
1,5 мм, чем и вызывалась необходимость припуска не менее 2 мм. Несмот-
ря на отмеченные недостатки качества литых заготовок, лопатки успешно
прошли испытания на заданный ресурс при рабочих температурах, суще-
ственно более высоких, чем для лопаток из деформируемых жаропрочных
сплавов. Эти испытания открыли возможности литейной технологии для
производства лопаток ГТД.
Применение литейной технологии для изготовления заготовок лопаток ГТД
в серийном производстве показало необходимость серьезных усовершенство-
ваний технологического процесса, и прежде всего — для устранения поверх-
ностных повреждений структуры металла при проведении процесса. Чтобы
избежать окисления металла при плавке металла и заливке лопаток, требова-
лось осуществлять эти операции в защитной атмосфере. С этой целью были
спроектированы и изготовлены вакуумные плавильные печи, первоначально
периодического действия, т.е. после каждой заливки литейной формы печь
приходилось разгерметизировать для установки новой формы под заливку и
загрузки шихты в плавильный тигель. Большая работа была проведена по
изысканию материала, инертного к расплаву жаропрочного сплава при ваку-
умной плавке. Таким материалом первоначально был плавленый магнезит, т.е.
магнезит, предварительно расплавленный в дуговой печи, а затем размолотый
и рассеянный по фракциям. Тигли использовались набивные. Дальнейшие ин-
тенсивные изыскания выявили, что наиболее подходящими инертными к рас-
плаву материалами для изготовления литейных форм оказались электрокорунд
А^О3 и дистен-силлиманит (А12О3 • SiO2).
Для предотвращения окисления лопаток при термической обработке по-
требовались термические печи с защитной атмосферой: первоначально с за-
щитой аргоном, затем вакуумные.
С устранением поверхностных повреждений структуры металла отливок
появилась возможность изготовления деталей без припуска на механическую
обработку пера лопаток, что существенно снизило трудоемкость их изготов-
11
ления. Кроме того, вакуумная плавка металла позволила повысить чистоту
металла по неметаллическим включениям и металлургическое качество литых
заготовок.
В конце 50-х и начале 60-х годов проводили интенсивные исследования
по повышению ресурса авиационных ГТД. Успешное решение этой про-
блемы во многом определилось повышением металлургического качества
литых лопаток ГТД. Потребовались разработка новых и совершенствование
существующих методов контроля металлургического качества лопаток.
Совершенствовался метод рентгеновского контроля, были разработаны чув-
ствительные методы капиллярного контроля литой поверхности с разреша-
ющей способностью выявления поверхностных дефектов в пределах 2 мкм.
Анализ повреждений лопаток ГТД при эксплуатации, многочисленные
исследования разрушения литейных жаропрочных сплавов в сложнонапря-
женном состоянии при рабочих температурах позволили сформулировать
требования к металлургическому качеству литых заготовок и нормы его кон-
троля.
По ответственности назначения и условиям нагружения литые лопатки не
имеют аналогов среди огромной номенклатуры машиностроительных деталей,
изготовляемых по литейной технологии. Лопатки не имеют аналогов и по
требованиям к металлургическому качеству металла отливок, что предопреде-
лило опережающее развитие литейной технологии (применяемые процессы,
литейные материалы, контроль качества) в области производства лопаток ГТД.
В конце 60-х и начале 70-х годов перед специалистами литейного производ-
ства была поставлена задача разработки и освоения технологии литья охлаж-
даемых лопаток. Это прежде всего потребовало создания специализирован-
ных участков по изготовлению керамических стержней с весьма сложной спе-
цифической технологией. Ввиду утонения стенок лопаток возросли
требования к металлургическому качеству отливок, так как в сечении пера
лопатки толщиной ~1 мм дефект размером порядка 0,5 мм составляет 50%
площади сечения; существенно возросли и требования к геометрической точ-
ности отливок.
Требования высокой геометрической точности отливок охлаждаемых лопа-
ток диктуются прежде всего необходимостью обеспечения стабильности тем-
пературного поля всех лопаток в колесе турбины и, следовательно, стабиль-
ности запасов прочности.
Как следует из рисунка, при отклонении толщины стенки в зоне входной
кромки (5вхкр) от номинального размера (здесь принято 5Н0М =1,0 мм) на
± 0,2 мм температура поверхности лопатки изменяется от 868 до 915°С, т.е.
Влияние точности отливок по толщине
стенки пера в зоне входной кромки (8ВХ
на коэффициент эффективности охлажде-
ния 0 (Г — температура нагрева входной
кромки)
12
отдельные лопатки в колесе турбины при этих допусках могут отличаться по
температуре нагрева входной кромки на 47°С, что существенно увеличивает
разброс значений коэффициента запаса прочности К. Так, для одной из ре-
альных лопаток I ступени турбины подсчитано, что при существующих до-
пусках на отливки неблагоприятное их (допусков) сочетание может привести
к повышению максимальных напряжений в лопатке на 45%. При этом запас
прочности лопатки снижается с 1,87 до 1,42.
Дальнейшее совершенствование технологии применительно к литью охлаж-
даемых лопаток потребовало новых разработок: создания и освоения в про-
изводстве технологии изготовления стержней, создания новых модельных
масс, совершенствования технологии изготовления литейной формы для при-
дания ей более высокой прочности и инертности к расплаву жаропрочных
сплавов, совершенствования технологии плавки и заливки лопаток, разработ-
ки технологических приемов управления процессом кристаллизации и спосо-
бов оптимизации литой структуры металла отливок.
Первоначально при освоении технологии литья лопаток литейные формы
были недостаточно прочными и деформировались при заливке металлом. Ли-
тейные формы заливали в опоках в заформованном виде, наполнитель пода-
вали в полужидком состоянии, затем наполнитель приобретал прочность пос-
ле затвердевания связующего материала при сушке и последующей прокалке
форм перед заливкой.
По мере улучшения качества оболочек вместо жидкого наполнителя по-
явилась возможность использовать «сухой» наполнитель в виде размолотой ке-
рамики оболочек. При литье с «сухим» наполнителем увеличился теплоотвод
от кристаллизующейся отливки, что благоприятно сказалось на свойствах ме-
талла. Технология литья с опорным наполнителем не позволяет строго регла-
ментировать температуру литейной формы в момент заливки металлом — тех-
нологический параметр, существенно влияющий на процесс кристаллизации
отливки. Дальнейшее улучшение качества литейных форм позволило осуще-
ствлять их заливку без опорного наполнителя. При таком технологическом
процессе появилась возможность в значительных пределах изменять темпера-
турные параметры литейной формы в момент заливки: как максимальную
температуру, так и перепад температур по высоте формы. При литье без
опорного наполнителя в конструкциях плавильных установок для литья ло-
паток предусматривается специальная печь сопротивления или индукционная
печь для поддержания температуры формы в момент заливки в заданных тех-
нологических пределах. Такой технологический процесс позволяет в доста-
точно широких температурных пределах оптимизировать параметры кристал-
лизации применительно к конкретным типоразмерам лопаток.
Конструкционные свойства металлов и сплавов (прочность, пластичность,
сопротивление усталости и др.) являются структурно чувствительными харак-
теристиками. Путем оптимизации и регламентации структуры металла лопа-
ток возможно достижение стабильного качества на более высоком уровне. Ак-
туальность оптимизации литой структуры металлов существенно возросла с
переходом на литье охлаждаемых лопаток с толщинами стенок в пределах
1 мм. В тонких сечениях пера влияние структурного фактора металлов суще-
ственно возрастает ввиду того, что отдельные элементы структуры металла —
13
дендритные оси и межосные пространства, границы зерен, ликвационные
области, карбоборидные колонии — становятся соизмеримыми с важнейши-
ми конструктивными элементами лопатки, наиболее нагруженными и опре-
деляющими работоспособность, — стенками пера лопаток. Это потребовало
разработки технологического процесса, обеспечивающего получение оптималь-
ной, регламентированной структуры металла отливок. Таким процессом явил-
ся процесс поверхностного модифицирования металла отливок. Эта техноло-
гия позволяет получать отливки с равномерной мелкозернистой макрострук-
турой (размер зерна 0,2—1,5 мм по сравнению с 5—20 мм для разнозернистой
структуры при обычной технологии), что предопределяет более совершенное
строение границ зерен, отсутствие сквозных границ зерен в сечениях пера
лопатки, измельчение структуры межосных и ликвационных областей, в том
числе карбоборидных колоний.
Разрушение жаропрочных сплавов при испытании образцов на длитель-
ную прочность при температурах, равных температурам эксплуатации лопа-
ток, происходит по границам зерен, т.е. границы зерен являются наиболее
слабым местом в структуре жаропрочных сплавов. Оптимизация структуры
границ зерен при поверхностном модифицировании металла лопаток обеспе-
чила повышение металлургического качества лопаток, надежности и ресурса
при эксплуатации.
Более кардинально вопрос повышения эксплуатационной прочности лопа-
ток путем исключения влияния структурного фактора жаропрочных сплавов —
наличия границ зерен — решается при использовании технологии литья
лопаток с направленной структурой. При такой технологии границы зерен
кристаллов, растущих вдоль пера лопаток, ориентированы параллельно оси
лопатки, что практически исключает возникновение на границах зерен на-
пряжений растяжения от центробежных сил при эксплуатации лопаток. Од-
нако и при ориентированной структуре металла вдоль оси лопатки границы
зерен являются источником зарождения повреждений металла лопаток при
эксплуатации.
Дальнейшее повышение работоспособности лопаток связано с разработкой
технологии литья лопаток с монокристаллической структурой. В этом случае
лопатка состоит из одного кристалла, и слабое место в структуре жаропроч-
ного сплава — междендритные границы — отсутствует.
Для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурами
разработан принципиально новый технологический процесс и соответствую-
щие литейные установки, позволяющие осуществить постепенный направлен-
ный рост кристаллов (или одного кристалла — при монокристаллической
структуре) металла в литейной форме от нижней части лопатки до замка
включительно.
Производство лопаток с направленной, а тем более с монокристалличес-
кой, структурой более трудоемко по сравнению с отливкой лопаток с равно-
осной структурой, но обеспечить работоспособность наиболее нагруженных
лопаток I ступени турбины можно, лишь используя эти методы литья. Ло-
патки, отлитые методами направленной кристаллизации, наибольшее преиму-
щество имеют при рабочих температурах выше 900°С; при меньших темпера-
турах их превосходство (по сравнению с лопатками, полученными равноос-
14
ным литьем) незначительно. В связи с этим методами направленной кристал-
лизации отливаются преимущественно лопатки турбины I ступени, осталь-
ные - изготовляются с равноосной структурой.
Вместе с тем необходимо отметить, что оптимизация тепловых и динами-
ческих режимов в процессе направленной кристаллизации является весьма
сложной проблемой. Требуется создание математических моделей направлен-
ной кристаллизации с выдачей соответствующих рекомендаций по конструк-
тивным особенностям тепловых узлов и режимам литья в зависимости от
конструкции лопаток и предъявляемых к ним требований.
В настоящее время значительно усложнилась конструкция деталей (в пер-
вую очередь — лопаток), получаемых точным литьем по выплавляемым моде-
лям. Это привело к резкому увеличению трудоемкости производства отливок
и выдвинуло на первый план задачу повышения эффективности процесса при
одновременном улучшении качества литых деталей. Активное развитие авто-
матизированного проектирования технологических процессов помогло реше-
нию этой задачи и фактически определило новый уровень технологии литья
лопаток.
Непрерывное повышение рабочих температур ГТД, а следовательно, и тем-
пературы материала лопаток турбины, требовало создания новых жаропроч-
ных сплавов, удовлетворяющих требованиям новых конструкций двигателей
по жаропрочности и эксплуатационной надежности. Эта работа не могла быть
успешной без глубокого изучения механизмов разрушения жаропрочных спла-
вов при высоких температурах под действием статических, динамических, тер-
мических напряжений, без разработки теоретических вопросов легирования
жаропрочных сплавов на никелевой основе и создания нового раздела в ме-
талловедении — металловедения жаропрочных сплавов на никелевой основе с
упрочнением интерметаллидной фазой на основе Ni3Al. Первый жаропроч-
ный сплав на никелевой основе с интерметаллидным упрочнением - Нимо-
ник-80 (отечественный аналог ЭИ437А), разработанный в конце 30-х — нача-
ле 40-х годов, имел предел 100-ч длительной прочности при температуре
800°С ~ 140 МПа. Современные жаропрочные сплавы с монокристалличес-
кой структурой имеют предел 100-ч прочности 140-150 МПа при температу-
ре 1100°С.
В сущности на протяжении всей истории создания и развития газовых
турбин как в нашей стране, так и за рубежом жаропрочные сплавы для ло-
паток газовых турбин оставались критической проблемой. Замыслы конструк-
торов всегда опережали возможности материаловедов создать новый требуе-
мый материал, отвечающий самым передовым конструкторским идеям. Толь-
ко однажды в России академиком С.Т. Кишкиным было предложено
осуществить исследования по новому направлению - получению литейных, а
не деформируемых сплавов.
Активная разработка литейных жаропрочных сплавов на никелевой основе
связана прежде всего с тем, что они позволяют достичь значительного уп-
рочняющего эффекта за счет у'-фазы и карбидов, а также существенно более
высокой структурной стабильности. Таким образом, литейные сплавы, обла-
дая развитым гетерофазным строением, обеспечивают уровень жаропрочнос-
ти выше, чем деформируемые.
15
Необходимо отметить, что гетерофазность строения жаропрочных сплавов
на никелевой основе установлена в исследованиях ВИАМ (С.Т. Кишкин,
Н.И. Блок) с помощью физико-химического фазового анализа раньше, чем
за рубежом. Было показано, что основной упрочняющей фазой никелевых
жаропрочных сплавов является интерметаллид на основе Ni3Al, в котором
могут в достаточно большом количестве растворяться другие легирующие
элементы. К такому же выводу через несколько лет пришли исследователи
Англии, изучая структуру сплавов с помощью электронного микроскопа.
Разработка и применение литейных сплавов явились следствием не только
интуиции, но и правильных представлений о природе жаропрочности. Эти
представления заключены в следующих идеях и открытиях:
—	идея гетерофазности строения сплава как основа теории жаропрочности;
—	представление об особой и важной роли термостабильности упрочняю-
щих фаз и матрицы и исключительной роли диффузионных процессов, опре-
деляющих кинетику образования фаз, их коагуляцию и растворение;
—	открытие явления образования трещин уже на второй стадии ползучес-
ти и установление дислокационного механизма зарождения и развития тре-
щин по границам зерен;
—	обоснование особой роли внутренних поверхностей раздела — границ
зерен, границ фаз, субграниц внутри зерна — и их экспериментальное изуче-
ние с помощью меченых атомов и другими методами;
-	идея особой роли внешней поверхности, где раньше всего в большин-
стве случаев зарождаются трещины и где активно могут протекать диффузи-
онные процессы газовой коррозии, для защиты от которой требуются специ-
альные покрытия;
-	идея учета явлений, связанных с ликвацией легирующих элементов и
примесей, и в первую очередь - дендритной ликвацией, оказывающих суще-
ственное влияние на однородность образующихся фаз и соответственно на
уровень эксплуатационных свойств металла;
—	идея использования литейных никелевых жаропрочных сплавов с моно-
кристаллической структурой при оптимальной кристаллографической осевой
и азимутальной ориентации;
—	правильное понимание инженерной триады: материал — технологичес-
кий процесс — литейное и другое оборудование и необходимость глубоких
научных изысканий по каждому элементу этой триады, обеспечивающих ре-
шение сложной проблемы;
—	создание и развитие новых методов исследования (здесь уместно на-
помнить слова академика М.В. Келдыша: «Создание нового метода исследо-
вания имеет для науки не меньшее значение, чем открытие нового физичес-
кого явления»).
Следует особо подчеркнуть роль, которую играет появление новых мето-
дов исследования и новых методов получения материалов в развитии техни-
ки. Это особенно ярко видно в авиастроении, представляющем собой одно
из наиболее сложных направлений и соответственно основанном на наиболее
важных наукоемких решениях в области технологии.
Например, как указывалось выше, создание ГТД было невозможно без
появления никелевых сплавов для лопаток газовых турбин, что обеспечивало
16
надежную работу изделий при температурах 1000°С и выше. В свою очередь,
понять механизм упрочнения в таких сплавах оказалось возможным лишь при
появлении метода физико-химического фазового анализа. Только тогда (что
впервые было сделано в России) удалось понять причину влияния легирую-
щих элементов на структуру и, соответственно, свойства этих сплавов и со-
здать весьма эффективную теорию легирования.
Достигнутый уровень свойств литейных никелевых сплавов был обеспе-
чен в результате осуществления многочисленных программ фундаменталь-
ных исследований, направленных на изучение структуры и процессов,
протекающих в сплавах при высоких температурах. К ним, в частности,
относятся: углубленные исследования влияния легирования на степень и ха-
рактер упрочнения матрицы основными упрочняющими фазами; изучение
термостабильности упрочняющих фаз и матрицы на основе никеля; иссле-
дование поверхностей раздела — границ зерен, фаз, субграниц, являющихся
наиболее уязвимыми местами в сплавах, работающих при высокой темпера-
туре; исследования, направленные на управление процессом формирования
границ зерен (путем легирования и с помощью использования различных
технологических приемов при равноосной и направленной кристаллизации);
изучение характера выделения упрочняющих фаз (термообработка); исполь-
зование новых механизмов упрочнения и повышения структурной стабиль-
ности материала (эвтектические сплавы); изучение микролегирования с
целью повышения стабильности поверхностей раздела; исследование несо-
вершенств кристаллической решетки (вакансий, дислокаций), а также про-
цессов диффузии и других факторов, определяющих структурную стабиль-
ность и жаропрочность сплавов.
Считается, что дальнейшее развитие жаропрочных сплавов будет в возра-
стающей степени базироваться на достижениях фундаментальных исследова-
ний в различных областях знаний, в частности на теории поверхностей раз-
дела, теории псевдопотенциала, теории межатомной связи, физической мезо-
механики и др.
Указанные новые и успешно разрабатываемые в настоящее время подходы
к созданию материалов основаны на последних представлениях синэргетики —
неравновесной термодинамики открытых систем, обменивающихся энергией
с окружающей средой. Характерной особенностью таких материалов является
их высокий уровень структурной и фазовой термостабильности, что в конеч-
ном итоге и определяет надежную работу деталей в значительно более широ-
ком температурном интервале.
Помимо прочности при температурах эксплуатации лопаток, жаропрочные
сплавы должны обладать и высокими характеристиками жаростойкости, т.е.
способностью противостоять коррозии в газовом потоке, температура которого
в современных высокотемпературных двигателях достигает 1500°С. Сопротив-
лением коррозии и окислению при высоких температурах жаропрочные спла-
вы обязаны образованию плотных поверхностных оксидных пленок, препят-
ствующих дальнейшему проникновению кислорода. От прочности и плотно-
сти этих пленок, что определяется прежде всего химическим составом сплава,
и зависит глубина поврежденного окисленного слоя. В условиях напряжен-
ного состояния при эксплуатации лопаток возникают упругие и пластические
17
деформации, и ввиду разницы в свойствах основного металла и оксидной
пленки последняя разрушается, что приводит к дальнейшему окислению ма-
териала. Так, Нихром 80-20 при 1100°С без нагрузок способен без разруше-
ния выдержать испытания в коррозионной среде в течение нескольких тысяч
часов, тогда как при одновременном действии напряжений он разрушается в
результате газовой коррозии в течение нескольких десятков часов. Разруше-
нию оксидной пленки способствует и процесс эрозии, имеющий место при
эксплуатации лопаток.
Таким образом, длительная работа лопаток турбин из жаропрочных спла-
вов невозможна без защитных покрытий. Поэтому возникла необходимость в
развитии специальной области металловедения жаропрочных сплавов, в зада-
чу которой входит разработка покрытий, технологии и оборудования для на-
несения покрытий на лопатки турбин.
Небольшой экскурс в историю становления современной технологии по-
лучения лопаток ГТД показывает, что стимулируемое потребностями газотур-
бостроения это производство требует не только развития методов точного
литья по выплавляемым моделям, но и привлечения новейших достижений в
других областях науки и техники — металловедении жаропрочных сплавов,
вакуумной металлургии, металловедении защитных покрытий, химии, нераз-
рушающих средств контроля металлургического качества и др. Этим вопро-
сам и посвящается настоящая монография.
Глава 1
ОСОБЕННОСТИ ЭКСПЛУАТАЦИИ ЛИТЕЙНЫХ
ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ И
ПРЕДЪЯВЛЯЕМЫЕ К НИМ ТРЕБОВАНИЯ
1.	Прочность и пластичность сплавов
2.	Характеристики жаропрочности сплавов
3.	Усталость и термоусталость сплавов
4.	Жаростойкость сплавов
Переход от авиационных двигателей внутреннего сгорания к газотурбин-
ным потребовал новых конструкционных материалов, условия работы кото-
рых существенно усложнились. Так, если в двигателях внутреннего сгорания
материалы работали при температурах до 800°С (в основном в условиях сжа-
тия), то в газотурбинных двигателях материалы, из которых изготавливаются
диски и лопатки, испытывают воздействие статических и динамических на-
пряжений растяжения, а также знакопеременных, термических и других на-
грузок. При этом только в первых ГТД рабочие температуры материала со-
ставляли 700—800°С и в дальнейшем значительно повысились, достигнув в
настоящее время для материала лопаток 1050-1100°С и даже выше.
Специфика условий работы лопаток газовых турбин определяет характер
требований к материалам, из которых они изготавливаются. При этом в зави-
симости от назначения (сопловые или рабочие лопатки) требования к уровню
тех или иных свойств различны. Отличаются также температурно-силовые па-
раметры работы лопаток первой и последующих ступеней. В частности, со-
пловые лопатки работают при более высоких температурах по сравнению с
рабочими. Они работают на изгиб под воздействием сил газового потока, на
них также оказывают воздействие тепловые нагрузки, обусловленные нерав-
номерностью температурного поля лопаток как при стационарной работе дви-
гателя, так и, в особенности, при изменении режимов его работы. На сопло-
вые лопатки в значительно меньшей мере действуют знакопеременные на-
грузки. Уровень возникающих в них напряжений ниже, чем в рабочих
лопатках, подвергающихся действию центробежных сил. Газовая коррозия,
обусловленная недостаточной жаростойкостью сплавов, является одним из
типичных видов повреждений сопловых лопаток. Поэтому главное требова-
ние к сплавам, предназначенным для сопловых лопаток, заключается в обес-
печении высокого уровня жаропрочности, жаростойкости, термоусталости.
19
Еще более сложен комплекс требований, предъявляемых к сплавам для
рабочих лопаток газовых турбин, которые подвержены наиболее полному ком-
плексу различных видов нагружений и повреждений, влияющих на их ре-
сурс, — статическому, вибрационному, термоциклическому, коррозионному и
эрозионному. Характерные разрушения рабочих лопаток возникают из-за
недостаточной длительной прочности сплавов, на которую оказывает отрица-
тельное влияние требуемая по условиям работы двигателя повторность нагру-
жения. Статическое разрушение лопаток вследствие недостаточной длитель-
ной прочности может происходить в результате повышения температуры газа,
снижения свойств материала из-за отклонения от регламентированных режи-
мов термической и механической обработки [1]. При механической обработ-
ке поверхности пера лопаток может происходить перегрев, вызывающий пла-
стическую деформацию сжатия наружных слоев металла. Это приводит к по-
явлению заметных остаточных растягивающих напряжений, возникающих
после такой механической обработки, что в свою очередь способствует за-
рождению трещины. При неконтролируемой операции шлифования поверх-
ности пера лопаток остаточные напряжения достигают 350 МПа. Поскольку
предел прочности ов20°с литейных никелевых жаропрочных сплавов состав-
ляет 700—1000 МПа, трещина в наклепанном металле может возникнуть при
нагрузках, достигающих в области невысоких температур 350—650 МПа, т.е.
намного ниже величины предела прочности. Разрушающие напряжения об-
разцов, подвергнутых после литья шлифованию, на 15—27% ниже, чем об-
разцов с поверхностью после литья. В то же время наклепанный металл
характеризуется более высокой диффузионной проницаемостью, что в свою
очередь приводит к интенсификации процессов рекристаллизации в повер-
хностном слое и к более быстрой коагуляции дисперсных частиц упрочня-
ющей у'-фазы в нем, т.е. к разупрочнению поверхностного слоя. Все это в
конечном итоге облегчает условия зарождения и развития трещин.
Требования к литейным жаропрочным сплавам, предназначенным для из-
готовления охлаждаемых лопаток, постоянно усложняются. В тонкой стенке
пера охлаждаемой лопатки имеет место резкий перепад температур и неиз-
бежно возникают термические растягивающие напряжения, достигающие на
внутренней поверхности лопаток при определенных режимах работы 200—300
МПа. В результате суммарного действия таких растягивающих термических
напряжений и рабочих напряжений от центробежных сил на внутренней
поверхности пустотелых лопаток, отлитых с равноосной структурой, могут
также образовываться трещины.
Другим характерным видом разрушения рабочих лопаток газовых турбин яв-
ляется разрушение от усталости. Возникновение усталостных повреждений свя-
зано с трудностью оценки на стадии проектирования интенсивности возбужде-
ния переменными силами циклических нагрузок, а также с большой чувстви-
тельностью возбуждающих сил и выносливости лопаток к случайным
отклонениям от нормальных условий эксплуатации и производства [2]. В про-
цессе длительных испытаний встречаются разрушения и повреждения замков
рабочих лопаток вследствие недостаточной длительной и усталостной прочности.
Вместе с тем можно считать, что в настоящее время оба указанных выше
вида повреждений рабочих лопаток турбин достаточно изучены. Установлены
20
причины их появления и разработаны соответствующие методики, направлен-
ные на их устранение как на стадии расчета, так и в процессе опытной до-
водки двигателя.
Создание новых поколений газотурбинных двигателей с температурой газа
перед турбиной 1600 К и выше выдвинуло на первый план другую проблему
— обеспечение высоких термоусталостных свойств материала рабочих лопа-
ток, в особенности предназначенных для первых ступеней турбин. Современ-
ные двигатели характеризуются высокой интенсивностью изменения темпера-
тур газа при запусках, а также изменением оборотов в процессе полета и при
их сбросе, что резко увеличивает различие в скоростях прогрева и охлажде-
ния толстой части пера и тонких кромок. Все это привело к возникновению
значительных термических напряжений, суммируемых с напряжениями, по-
являющимися в результате действия газового потока, а также от центробеж-
ных сил. Повышение температуры газа перед турбиной достигалось не толь-
ко благодаря созданию жаропрочных материалов, но в значительной мере
путем совершенствования эффективности охлаждения. Однако при этом воз-
никла задача обеспечения более высокой степени равномерности охлаждения
по всей поверхности пера, ибо недостаточно интенсивное охлаждение каких-
либо локальных областей лопатки вызывает не только заметное повышение
температуры металла в этих точках (и, следовательно, снижение жаропрочно-
сти), но и появление значительных термических напряжений на границах зон
с более высокой температурой. При термоусталости разрушение, как прави-
ло, привязано к границам зерен и часто носит многоочаговый характер.
Для бандажированных рабочих лопаток типичным является дефект, свя-
занный с износом контактных площадок бандажных полок и появлением
зазора. Износ зависит от ряда причин, обусловленных особенностями конст-
рукции рабочих лопаток и двигателя в целом, а также от свойств материала
лопатки — износостойкости, жаропрочности, ползучести.
В современных газотурбинных двигателях лопатки первых ступеней — ох-
лаждаемые. Их внутренняя полость состоит из большого количества штырь-
ков и перемычек, которые формируют потоки охлаждаемого воздуха и обес-
печивают жесткость лопатки. Вместе с тем места соединений штырьков и пе-
ремычек с внутренней поверхностью пера являются областями с повышенной
концентрацией напряжений, что в ряде случаев приводит к возникновению
дефектов. Мерами, направленными на исключение подобных дефектов, явля-
ются: снижение шероховатости внутренней поверхности пера, штырьков и пе-
ремычек, а также увеличение радиуса в местах перехода (резкого изменения
сечений). Кроме того, указанное обстоятельство требует создания для рабо-
чих лопаток ГТД материалов, обладающих высокой пластичностью и низкой
чувствительностью к концентраторам напряжений, т.е. высокими значениями
жаропрочности и выносливости при испытаниях образцов с надрезом.
Повышение рабочих температур лопаток турбин сделало весьма актуаль-
ной задачу обеспечения их высокого сопротивления газовой коррозии. По-
этому достаточно высокий уровень жаростойкости является одним из важных
требований, предъявляемых к сплавам для рабочих лопаток ГТД.
Приведенное краткое описание особенностей работы лопаток обусловливает
важность изучения характеристик литейных никелевых жаропрочных сплавов.
21
1.	Прочность и пластичность сплавов
Прочность
Характеристики прочности, полученные в результате кратковременных
испытаний, используются при контролировании двигателей, оценке качества
материала, а также в исследовательской практике, при арбитражных и конт-
рольных испытаниях: при выборе и проверке правильности осуществления
режимов термической обработки и других технологических процессов изго-
товления лопаток.
В практике используются значения предела прочности при кратковремен-
ных испытаниях (уровень напряжения при температуре Г (°C), которое
вызывает разрушение стандартного образца в результате его одноосного нагру-
жения), а также предела текучести или условного предела текучести Oq2 (ве"
личина напряжения, при котором остаточная относительная деформация ’ этого
же образца составляет 0,2%). Особенности методики измерения ов и о0 2 и тре-
бования к образцам, испытательным машинам и т.д. подробно изложены в [3].
Следует обратить внимание на то, что полученные при испытаниях значе-
ния характеристик кратковременной прочности зависят от скорости дефор-
мирования, продолжительности нагрева и выдержки при заданной температу-
ре, в процессе которой структура испытываемого материала может изменять-
ся. Поэтому ГОСТом установлены определенная продолжительность нагрева
до температуры испытания, время выдержки при заданной температуре, а
также скорость деформирования.
Типичные диаграммы растяжения литейных никелевых жаропрочных спла-
вов представлены на рис. 1.1. Рис. 1.1, а характеризует связь между напряже-
нием и удлинением образцов из сплава с дисперсионным у'-упрочнением как
с равноосной, так и с направленной структурой. Приведенная диаграмма ра-
стяжения достаточно известна и характерна не только для жаропрочных спла-
вов, но также для многих алюминиевых, титановых сплавов и сталей.
Рис. 1.1. Типичные диаграммы растяжения жаропрочных никелевых сплавов (а)
и направленно закристаллизованных эвтектических сплавов с ориентированными
волокнами упрочняющей фазы (б): 1 ~ при 20° С; 2 — при 1100° С
22
Особенностью диаграммы, представленной на рис. 1.1, б, является нали-
чие «зуба» и (при невысоких температурах) площадки текучести (кривая 1).
Подобные диаграммы характерны для направленно закристаллизованных спла-
вов эвтектического типа, структура которых состоит из матрицы на никеле-
вой или кобальтовой основе и ориентированных волокон упрочняющей фазы
(Со—МеС, у/у'—МеС и др.). При напряжении на уровне вершины зуба теку-
чести начинается дробление волокон в произвольной части образца (в зоне с
меньшей прочностью). Это вызывает некоторое снижение напряжения, тре-
буемого для осуществления дальнейшей деформации образца. На данной ста-
дии дробление волокон не приводит к разрушению в целом, так как в ре-
зультате локального наклона вблизи разрывов каждого волокна матрица вос-
принимает ту нагрузку, которую несло ранее волокно. Дробление при
относительно мало меняющейся нагрузке охватывает постепенно все волокна
в рабочей части образца подобно распространению линии Чернова - Людер-
са и проходит до тех пор, пока не будет достигнута критическая длина во-
локна упрочнителя, которая определяется направлением сдвига локально на-
клоненной матрицы [4]. Дальнейшая деформация образца вплоть до разруше-
ния обеспечивается при некотором возрастании напряжения, что обусловлено
деформационным упрочнением матрицы в объеме.
При высоких температурах характер кривых деформации меняется
(рис. 1.1, б — кривая 2). Это вызвано отсутствием деформационного упрочне-
ния матрицы в высокотемпературной области. После дробления волокон в
произвольном месте напряжение должно быть воспринято матрицей. Однако
вследствие отсутствия деформационного упрочнения матрица не может вос-
принять избыточного напряжения, волокна в этом месте продолжают дефор-
мироваться, затем образуется шейка и образец разрушается. Таким образом,
если при растягивании образца в
области невысоких температур
фрагментация волокон происходит
по всей рабочей его части, то в
процессе высокотемпературных ис-
пытаний фрагментация наблюдает-
ся только в области, прилежащей к
месту разрушения.
При создании авиационных кон-
струкций оценка целесообразности
применения материала с точки зре-
ния наибольшей несущей способ-
ности при одинаковой массе произ-
водится по удельной прочности, т.е.
прочности, отнесенной к плотнос-
ти (сгв/у). На рис. 1.2 представлены
температурные области значений
удельной прочности титановых
сплавов (кривая 7), жаропрочных
сталей (кривая 2), деформирован-
ных (кривая 5) и литейных жаро-
Рис. 1.2. Температурная зависимость удельной
прочности (усредненные значения) сталей,
титановых и никелевых жаропрочных спла-
вов:
1 — титановые сплавы; 2 — стали; 3,4 — ни-
келевые жаропрочные деформируемые (5) и
литейные (4) сплавы
23
прочных никелевых сплавов (кривая 4). Видно, что если при невысоких тем-
пературах наибольшей удельной прочностью обладают титановые сплавы, то
при температурах выше 800—850°С преимущество имеют литейные жаропроч-
ные никелевые сплавы, что и предопределило их эффективное использова-
ние в качестве материала лопаток газовых турбин.
Модуль упругости
Начальный линейный участок диаграммы растяжения дает возможность
определить модуль упругости £, характеризующий упрочнение материала в
упругой области. Модуль упругости Е является важной характеристикой ма-
териала. Он определяет сопротивление деформации материала лопаток газо-
турбинных двигателей в упругой области. Значение Е входит в расчетные
формулы для оценки термических напряжений, уровня частот собственных
колебаний лопаток и т.д. Величина модуля упругости, так же как ов и от,
снижается при повышении температуры. При определении модуля упругости
на основании статических кратковременных испытаний следует иметь в виду,
что его значения меняются в зависимости от продолжительности испытания,
так как упругая деформация складывается с деформацией, обусловленной
ползучестью. Поэтому для измерения модуля упругости в области высоких
температур достаточно широкое применение нашли динамические методы
определения.
Пластичность
Сплавы, применяемые для лопаток турбин, должны иметь определенный
уровень пластичности, обеспечивающей их высокую работоспособность в ус-
ловиях неравномерного распределения напряжений по сечению. Выше гово-
рилось о том, что в лопатках имеется достаточно большое число зон с повы-
шенной концентрацией напряжений1. Под воздействием газового потока ло-
патки работают на изгиб и кручение. Эти и другие причины являются
источником неравномерного распределения напряжений. Пластическая дефор-
мация позволяет перераспределить напряжения в материале и существенно
снизить их значение в объемах, уровень действующих напряжений в которых
максимален. Прочность образца с надрезом ов при хрупком разрушении связана
с теоретическим коэффициентом концентрации напряжений aQ зависимостью
ств = “Л
Если материал способен к пластическому перераспределению напряжений, то:
°Нв =	(1.2)
Эффективный коэффициент концентрации связан с теоретическим ко-
эффициентом оса следующим образом:
1 Концентраторы напряжений могут быть конструктивные (места резкого изменения
сечений) и металлургические (наличие различных малопластичных включений неблаго-
приятной морфологии — пластинчатых или игольчатых).
24
= 1 + q (%
- 1),
(1-3)
где q — коэффициент чувствительности материала к концентрации напряже-
ний, меняющийся от 0 (пластичные материалы) до 1 (хрупкие материалы).
Пластичные материалы, имеющие низкую чувствительность к концентра-
ции напряжений, обладают гораздо более высокой несущей способностью,
чем малопластичные хрупкие материалы.
При изгибе или кручении действующие напряжения достигают максималь-
ных значений на поверхности образцов, в то время как в глубине материала
образца уровень напряжений существенно ниже. Если материал обладает до-
статочным запасом пластичности, это приводит к выравниванию напряжений
по всему объему, снижению их абсолютных значений в поверхностных слоях
и, следовательно, к увеличению работоспособности.
При длительной работе лопаток пластичность обусловлена также ползу-
честью сплавов. Сплавы, имеющие малую ползучесть перед разрушением
при определенных сочетаниях температуры и напряжения, обладают боль-
шей чувствительностью к концентраторам напряжений в этих условиях, чем
материалы, у которых накопление ползучести происходит равномерно и
которые характеризуются более высокими значениями остаточной деформа-
ции в конце второй стадии ползучести при высокотемпературных испы-
таниях.
В [2] указывается, что одним из условий, необходимых для обеспечения
высокой работоспособности сплавов в конструкциях, имеющих концентрато-
ры напряжений и подвергаемых длительному высокотемпературному нагру-
жению, является 8^ > 3% (6^ — относительное удлинение после испытания
на длительную прочность).
Обычно пластичность оценивают, измеряя остаточную деформацию образ-
цов после разрушения при кратковременных или длительных испытаниях.
Критериями остаточной деформации служат относительное удлинение образ-
цов (8, %) или сужение (\|/, %):
5 = /к 1° 100 = —у-100 ;
0	0	(1.4)
Fo ~ FK
V = с ЮО = ~=г 100 ,
Fo	Fo
где /к и FK — длина расчетной части и минимальное сечение образца после
разрыва; lQ и Fo — длина расчетной части и сечение образца перед испыта-
ниями.
Оба эти критерия изменяются в одинаковом направлении при увеличении
или уменьшении пластичности. В некоторых случаях (если деформация про-
текает равномерно вплоть до разрушения и пластическое течение материала
происходит при постоянном объеме, т.е. если lQFQ = lKFK) между ними суще-
ствует связь
5=-TV’	<L5>
25
которая свидетельствует о том, что в области равномерной пластической де-
формации удлинение всегда больше, чем сужение. Однако в большинстве
случаев образцы из жаропрочных сплавов разрушаются с образованием шей-
ки (сосредоточенной деформации), так что соотношение (1.5) будет недей-
ствительным. При этом сужение становится больше, чем удлинение.
2.	Характеристики жаропрочности сплавов
Ползучесть
Сопротивление ползучести является характеристикой, обусловливающей
допустимые деформации и тем самым определяющей надежную работу лопа-
ток в горячей части двигателя. Сущность явления ползучести заключается в
накоплении во времени необратимой деформации материала при длительной
работе его под нагрузкой. Вообще говоря, явление ползучести свойственно
сплавам при всех температурах и нагрузках, при которых наблюдается их
пластическая деформация. Однако наибольший интерес при создании и экс-
плуатации газотурбинных двигателей представляет высокотемпературная пол-
зучесть сплава. С этой целью проводят испытания на ползучесть, заключаю-
щиеся в регистрации (во времени) деформации образца, находящегося под
постоянной нагрузкой при постоянной температуре. Общий вид кривой пол-
зучести представлен на рис. 1.3.
При нагружении в образце сразу же возникает упругая или упругоплас-
тическая деформация ен, которая называется начальной. Затем в образце
происходит накопление деформации, причем на первой (неустановившей-
ся) стадии ползучести скорость накопления деформации уменьшается. Пер-
вая стадия ползучести заканчивается через время тр при этом накопленная
деформация на указанной стадии равна (участок АВ диаграммы). В неко-
торых случаях (кратковременная ползучесть при весьма высоких температу-
рах) первая стадия может отсутствовать: деформация с самого начала на-
капливается с постоянной скоростью. На второй стадии ползучести (учас-
ток ВС) деформация образца протекает сравнительно равномерно. Скорость
ползучести на этой стадии относительно постоянна и минимальна, что дало
Рис. 1.3. Общий вид кривой ползучести
( Т = const; а = const)
основание называть ее устано-
вившейся стадией ползучести.
Строго говоря, стадия, характе-
ризуемая постоянной скоростью
ползучести при постоянных
температуре и напряжении,
фактически отсутствует. Одна-
ко, учитывая, что эта (вторая)
стадия отличается наименьши-
ми изменениями скорости пол-
зучести, можно говорить об ин-
тервале времени т2> в течение
которого накопление деформа-
26
ции осуществляется наиболее медленными темпами и наиболее равномер-
но. Продолжительность второй стадии зависит от уровня действующих на-
пряжений и температуры. Чем больше нагрузка и выше температура, тем
короче участок ВС.
Третья стадия ползучести (участок СД) связана с зарождением и развити-
ем трещин. Она характеризуется быстрым нарастанием скорости деформации
вплоть до момента разрушения образца. Продолжительность третьей стадии
(ускоренной ползучести) тесно связана с пластичностью материала при тем-
пературе испытания: чем пластичнее сплав, тем лучше условия для перерас-
пределения напряжений в вершине трещины. Следовательно, тем медленнее
скорость ее развития и тем продолжительнее становится стадия ускоренной
ползучести. Вместе с тем, как показывает опыт [5], кривые с достаточно
протяженным участком при постоянной скорости ползучести не охватывают
возможного многообразия типов кривых ползучести.
Основным критерием сопротивления материала ползучести является услов-
ный предел ползучести — напряжение, которое вызывает за установленное
время испытания при заданной температуре требуемую деформацию образца
или требуемую скорость ползучести на установившейся стадии, например
^900°	900°
0,2/100 ™и 01. ю-5-
Запись предела ползучести в виде Oq 2/100 означает> что он определяется
по величине деформации: напряжение, вызывающее за 100 ч при темпера-
туре 900°С деформацию равномерной ползучести, равную 0,2%. При опре-
делении предела ползучести по скорости ползучести нижний индекс озна-
чает требуемую скорость ползучести в процентах в час, т.е. Ор°10-5 ~ напря-
жение, вызывающее скорость равномерной ползучести 1 • 10’5 %/ч при
900°С.
Скорость ползучести на установившейся стадии зависит от уровня действу-
ющего напряжения и связана с ним зависимостью
г2 = W
(1-6)
ИЛИ
К2 = В'еа°,	(1.7)
где И2 — скорость деформации на установившейся стадии ползучести; В, В\
h и а — коэффициенты, постоянные для данной температуры материала; о —
напряжение; е — основание натуральных логарифмов.
Зависимость (1.7) дает более хорошее совпадение с экспериментальными
результатами в широком интервале скоростей ползучести. Использование
уравнений типа (1.6) и (1.7) дает возможность осуществлять экстраполяцию
результатов испытаний, полученных при ограниченной их продолжительнос-
ти и высоких скоростях ползучести, на большие ресурсы и малые скорости
ползучести. При повышении температуры предел ползучести падает.
Следует, однако, указать, что результаты испытаний на ползучесть, полу-
ченные в условиях одноосного растяжения образцов при фиксированных тем-
пературах, должны использоваться в расчетах с известной степенью осторож-
ности. Дело в том, что, как указывалось выше, лопатки ГТД работают в ус-
27
ловиях сложного напряженного состояния (сочетание растяжения с кручени-
ем), повторности нагрузок, нестационарности нагружения и т.д. Все это ока-
зывает определенное влияние на ползучесть сплавов и требует создания бо-
лее сложных методик испытаний на ползучесть. Результаты некоторых работ
в этом направлении представлены в [2].
Длительная прочность
Материалы, предназначаемые для лопаток ГТД, должны в первую оче-
редь иметь высокий уровень жаропрочности. Характеристикой жаропрочно-
сти является предел длительной прочности — напряжение, вызывающее при
заданной температуре разрушение образца за определенное время о^. На-
пример, — напряжение, которое необходимо для того, чтобы разру-
шить образец при 900°С за 100 ч. Основным методом определения предела
длительной прочности являются испытания на растяжение. Эти испытания
широко распространены как в исследовательской практике, так и при про-
мышленном производстве и применении жаропрочных сплавов, когда осу-
ществляются приемо-сдаточные измерения предела длительной прочности.
В зависимости от условий работы конструкции предел длительной прочно-
сти сплавов определяют при длительности испытаний 50, 100, 500, 1000,
5000, 10000 ч и более.
В последнее время экспериментальному и теоретическому изучению связи
между долговечностью материала (т — время до разрушения), напряжением
(о) и температурой (Г) уделяется большое внимание. Это вызвано, в первую
очередь, актуальностью проблемы исследования работоспособности сплавов
при воздействии напряжений и высоких температур. Кроме того, правильное
представление указанной связи обеспечивает успешное решение рада важных
практических вопросов: например, позволяет обоснованно прогнозировать
работоспособность сплавов при больших ресурсах на основании результатов
более коротких испытаний или устанавливать предел длительной прочности
при необходимой температуре, если известна его величина при какой-либо
другой температуре. Сравнительно часто используют эмпирические уравнения,
связывающие тио (при Т = const), вида
тр = Аъ~п
ИЛИ
тр = В ехр(-ао) ,	(1.8)
где Л, п, В и а — коэффициенты, характеризующие материал при заданной
температуре.
Экстраполяция на большие значения долговечности может приводить к
ошибкам, поскольку с увеличением длительности испытаний коэффициенты
в формулах (1.8) меняются.
В [5] приведен анализ различных предложенных параметрических зави-
симостей, связывающих тр, о и Г. В частности, сопоставляли эксперимен-
тальные результаты изучения долговечности сплава ЭП109-ВД и стали
ЭИ961 на ресурс 5000—10000 ч и расчетные данные, полученные путем
28
экстраполяции данных эксперимента длительностью не более 1000—2000 ч.
С использованием зависимостей (1.8) и (1.9) авторами показано, что при-
менение формального подхода приводит к заметному искажению резуль-
татов.
В параметрической зависимости Ларсона — Миллера
Р = /(о) = Т (С + 1gтр)	(1.9)
С является константой для данного материала (обычно принимают
С = 2,0). Однако на самом деле величина С меняется не только за граница-
ми температурного интервала, отвечающего определенному структурному со-
стоянию сплава, но и заметным образом зависит от уровня действующих на-
пряжений.
В настоящее время при анализе и обработке результатов изучения долго-
вечности при ползучести наибольшее распространение получила зависимость,
предложенная И. И. Труниным, справедливость которой экспериментально
подтверждена исследованиями широкого класса жаропрочных сталей и
сплавов
тр = 8о'”Т'”ехр СОдГУа) ,	(1Л°)
где и0 и у — величины, пропорциональные энергии активизации и активизи-
рованному объему процесса разрушения соответственно;
R — газовая постоянная; е — размерный множитель; п и m — коэффици-
енты.
Уравнение (1.10) является обобщением формул С.Н. Журкова и Б.Я. Пи-
неса, предложенных на основании разработанных ими теоретических пред-
ставлений процесса образования и развития трещин в условиях ползучести.
Представленные в [5] (см. таблицу) результаты расчета значений долговеч-
ности сплава ЭП109-ВД и стали ЭИ961 по формулам (1.8) — (1.10) и с ис-
пользованием описанного выше методического подхода показывают, что за-
висимость (1.10) позволяет наилучшим образом осуществлять экстраполяцию
на длительный период работы материала.
Экспериментальные и расчетные значения долговечности сплава ЭШ09-ВД и стали ЭИ961
Материал	Т исп, °C	СТ, МПа	тр.эксп’ Ч	тр, ч, рассчитанное по уравнению		
				степенному (1-8)	Ларсона — Миллера (1.9)	обобщенному (1.10)
ЭП109-ВД	950	60	2 400	6 000	4 000	2 450
		50	3 700	12 500	8 000	3 890
		40	6 660	30 000	15 000	6 725
ЭИ961	500	440	3 600	7 200	6 100	4 000
Вместе с тем при экстраполяции результатов по формуле (1.10) следует
помнить, что корректные данные с ее помощью могут быть получены лишь
в том температурно-временном диапазоне, в котором определялись все коэф-
фициенты, входящие в зависимость (1.10), и в котором структурное состоя-
ние материала и характер развития трещин остаются неизменными.
29
В целом при повышении температуры предел длительной прочности пада-
ет, и темп снижения его в зависимости от долговечности работы под посто-
янной нагрузкой возрастает.
Структурное состояние материала (наличие или отсутствие наклепа, вели-
чина зерна, размеры и морфология упрочняющих фаз и т.д.) оказывает боль-
шое влияние на значение предела длительной прочности. Исследованиями
установлено, что долговечность сплавов при ползучести в условиях растяже-
ния снижается, если материал предварительно подвергался действию сжима-
ющих нагрузок.
В практике иногда проводят исследование долговечности на нестандарт-
ных образцах малого сечения. Наиболее часто такая потребность возникает
при изучении причин разрушения лопаток. В подобных случаях оценку жа-
ропрочности проводят с целью проверки качества материала лопаток, поэто-
му образцы для испытаний изготовляются непосредственно из лопаток -
плоские (из пера) или круглые (из замка). Однако при проведении указан-
ных испытаний следует учитывать масштабный фактор. В образцах с малым
сечением отрицательное влияние на жаропрочность единичных относительно
крупных дефектов (пор, включений и т.д.) резко возрастает. Кроме того,
долговечность зависит от особенностей зарождения и развития трещин, кото-
рые в значительной мере образуются в поверхностном слое. Поскольку в
образцах малого сечения доля участия поверхностных слоев в работе матери-
ала под нагрузкой выше, это приводит к снижению результатов испытаний
на длительную прочность (долговечности). Развивающиеся процессы окисле-
ния поверхностного слоя вследствие указанной выше причины также оказы-
вают в большей степени отрицательное влияние на жаропрочность в образ-
цах малого диаметра. Специальными исследованиями ряда никелевых жаро-
прочных сплавов показано, что долговечность образцов диаметром 3 мм на
25—30% ниже, чем стандартных, имеющих диаметр рабочей части 5 мм.
В процессе изучения длительной прочности сплавов большое значение
имеет оценка их работоспособности при наличии концентраторов напряже-
ний. С этой целью проводят испытания на долговечность образцов с надре-
зом. Наибольшее распространение при оценке чувствительности к надрезу
получили образцы с V-образным кольцевым надрезом в рабочей части образ-
ца, перпендикулярным его продольной оси. Радиус в вершине надреза при
изучении литейных сплавов для лопаток ГТД обычно равен 0,5 мм, диаметр
наименьшего сечения образцов с надрезом в большинстве испытаний выби-
рают равным диаметру гладких образцов, что облегчает сопоставление полу-
ченных результатов. Чувствительность к надрезу оценивают по отношению
пределов длительной прочности надрезанных и гладких образцов при одина-
ковой долговечности или по отношению долговечностей при равном напря-
жении.
Лопатки ГТД работают при переменных режимах, характеризующихся оп-
ределенной цикличностью, а также скоростью изменения температур и дей-
ствующих напряжений. На каждом из этапов работы в материале происходит
накопление пластической деформации, поэтому важное значение имеет раз-
работка методов оценки длительной прочности материалов при меняющихся
температурах и напряжениях.
30
3.	Усталость и термоусталость сплавов
Усталость
Ресурс лопаток, испытывающих как повторно-статические, так и перемен-
ные нагрузки, во многом определяется выносливостью. Причиной возникно-
вения переменных нагрузок является неравномерность газового потока, обус-
ловленная неравномерностью температурного поля и поля давления в окруж-
ном направлении. Разрушение материала при действии многократных
переменных нагрузок происходит при более низких напряжениях, чем при
однократном статическом нагружении. Это обстоятельство обуславливает важ-
ность изучения характеристик выносливости сплавов.
Усталость — процесс постоянного накопления повреждений материала под
действием повторно-переменных напряжений, приводящих к уменьшению
долговечности, образованию трещин и разрушению. Выносливость — свой-
ство материала противостоять усталости.
Под пределом выносливости понимают то предельное напряжение оа,
которое может выдержать материал без разрушения при заданном числе цик-
лов N. Поскольку оа зависит от степени асимметрии цикла, частоты, темпе-
ратуры и вида напряженного состояния, при получении экспериментальных
результатов указываются условия испытаний на выносливость. Обычно раз-
личают высокоцикловую (высокочастотную) усталость (107 — 1011 циклов),
малоцикловую (низкочастотную) усталость (103 — 104 циклов) и усталость в
промежуточной области (105 — 106 циклов) [6].
В исследовательской практике при работе с литейными жаропрочными
сплавами для лопаток ГТД чаще всего изучают предел выносливости на базе
2 • 107 циклов.
Изменения напряжений в пределах одного периода достигают максималь-
ного отах и минимального omin значений. В случае симметричного цикла зна-
чения отах и omin по абсолютной величине равны. При асимметричном цик-
ле может быть выделена переменная составляющая с амплитудой
amax amin	/ л л л \
оа = э	(1И)
и постоянная составляющая
_ °max + °min
2
В зависимости от соотношения
R
gmin
°тах
(1.12)
(1.13)
цикл переменных напряжений может быть симметричным (cw = О, R = — 1),
пульсирующим (ow = оа, R = 0) или асимметричным при любых других зна-
чениях коэффициента асимметрии R [3].
Обычно в работах, связанных с созданием новых сплавов, или в расчетах
на выносливость деталей принимают характеристики сопротивления усталос-
31
ти, полученные при симметричном цикле нагружения путем испытаний круг-
лых образцов на изгиб с вращением или при растяжении — сжатии.
Усталостное разрушение связано с влиянием таких статических факторов,
как несовершенство структуры на атомном уровне, наличие микро- и макро-
дефектов.
Авторами [7] указывается, что в литейных никелевых жаропрочных спла-
вах с монокристаллической структурой аномальное снижение долговечности
некоторых образцов при испытаниях на МЦУ («выпадающие точки») вызва-
но наличием в них таких дефектов структуры, как скопление неметалличес-
ких включений, «паразитные зерна», нерастворившиеся при термической об-
работке отдельные выделения эвтектической /-фазы, а также поверхностная
рекристаллизация. Эти дефекты обусловлены нарушениями режимов литья,
механической, термической обработок и легко устранимы.
В изломах образцов наблюдаются не только поверхностные, но и внутрен-
ние усталостные очаги разрушения, связанные, как правило, с литейными
микропорами. Усталостные очаги наблюдались также на субграницах. Харак-
терным признаком усталостного разрушения сплавов является отсутствие мак-
родеформации в зоне разрушения [7].
В жаропрочных сплавах действующие переменные напряжения активизи-
руют процессы деформационного старения. Поскольку усталостное накопле-
ние в металле необратимых изменений под действием переменных напряже-
ний осуществляется дислокационным механизмом, образующиеся в областях
действия локальных напряжений выделения упрочняющих фаз тормозят пе-
ремещение дислокаций, препятствуя тем самым достижению их критической
концентрации. Поэтому в никелевых сплавах при повышении температуры
сопротивление усталости растет вплоть до температур старения, а затем пада-
ет. В современных высокопрочных сплавах, отличающихся наиболее высоки-
ми температурами старения, увеличение предела выносливости наблюдается
вплоть до 900°С.
В [8] указывается, что кривые усталости состоят из трех отрезков (I, II,
III), каждый из которых может быть с достаточной степенью достоверности
представлен в координатах Igo — IgJV прямыми линиями.
Уравнение кривой усталости обычно представляют в виде
(5™N = С,	(1.14)
где оа - амплитуда переменных напряжений; т и С - постоянные. Каждому
из этих отрезков [8] кривой усталости соответствуют свои значения т и С
pl> С1
m,C = <mw Qi
1ОТШ’ сш
(1< N <2 • 104
при 2-104< 2V <107
(107< N <1012
Из уравнения (1.14) видно, что чем выше уровень действующих перемен-
ных напряжений, тем меньшее количество циклов до разрушения может
выдержать образец.
32
При испытаниях на усталость состояние поверхностных слоев образцов
имеет очень большое значение. Поэтому их механическая обработка требу-
ет повышенного внимания: форма и глубина неровностей, наклеп, оста-
точные напряжения и т.д. оказывают сильное влияние на сопротивление
усталости.
Термоусталость
При работе двигателя на нестандартных режимах (запуск, приемистость,
сброс газа) происходит резкое изменение температуры материала лопатки,
приводящее к возникновению термических напряжений. Величина термичес-
ких напряжений определяется зависимостью
Еа kt
'	1 - ц
(1.15)
где Е — модуль упругости; а — температурный коэффициент линейного рас-
ширения; Ы — перепад температур; ц — коэффициент Пуассона.
Разрушение от термической усталости наступает тем раньше, чем больше
ог Термическая усталость представляет собой свойство, определяющее спо-
собность сплавов выдерживать заданное число теплосмен. Формула (1.15)
указывает, какие факторы влияют на уровень возникающих термических на-
пряжений и, следовательно, на термостойкость: температурный коэффициент
линейного расширения, модуль упругости и коэффициент Пуассона. Кроме
того, величина oz зависит от предела упругости, а также от пластичности,
определяющей возможность перераспределения нагрузок путем пластической
деформации, и от склонности материала к релаксации напряжений. Степень
неравномерности температурного поля (перепад температур в лопатке) при
прочих равных условиях определяется коэффициентами теплопроводности,
температуропроводности и толщиной стенок пера лопатки. На термостойкость
оказывают также влияние малоцикловая усталость и чувствительность мате-
риала к концентраторам напряжений.
Обычно испытания на термостойкость проводят по методу Коффина, при
котором предусматривается создание термических напряжений посредством
жесткого закрепления образца и стеснения его теплового расширения при
циклическом нагреве электрическим током.
При испытаниях на термостойкость, однако, необходимо учитывать спе-
цифику работы деталей, для изготовления которых предназначается исследу-
емый материал. Дело в том, что термостойкость в большей мере, чем другие
характеристики, зависит от условий испытаний. В частности, в лопатках тер-
мостойкость в значительной степени зависит от уровня возникающих при
работе перепадов температур и, следовательно, от теплопроводности и темпе-
ратуропроводности. Термические напряжения в них в основном возникают
от внутреннего стеснения в условиях, когда наружные слои металла нагреты
гораздо выше, чем внутренние. Поэтому литейные жаропрочные сплавы,
предназначаемые для лопаток газовых турбин, испытывают по другой мето-
дике: на профильных призматических образцах, определенным образом моде-
лирующих лопатку. Циклический нагрев и охлаждение их осуществляется
2 — 1051
33
поочередным обдувом горячим и холодным газом (воздухом), в который мо-
гут вводиться продукты сгорания топлива.
4.	Жаростойкость сплавов
Жаростойкость — способность материала противостоять воздействию на его
поверхность внешней окислительной среды при высоких температурах.
Испытания на жаростойкость являются одним из важных видов исследо-
ваний при разработке литейных никелевых сплавов для лопаток ГТД. Непре-
рывное повышение температуры газа перед турбиной выдвигает все более
высокие требования к проблеме обеспечения требуемого уровня жаростойко-
сти этого класса материала. Поверхностное окисление лопаток приводит, с
одной стороны, к уменьшению сечений и, следовательно, к снижению несу-
щей способности лопаток, с другой стороны, вследствие избирательности
процесса окисления (преимущественно по границам зерен) - к значительно-
му ухудшению качества поверхности, что вызывает снижение таких важных
свойств, как сопротивление усталости, термостойкость и т. д.
Жаростойкость, или сопротивление газовой коррозии, определяется ско-
ростью окисления, т.е. привесом на единицу поверхности за определенный
промежуток времени при температуре испытания. В ряде случаев (если ок-
сиды летучи) жаростойкость определяется потерей массы, в остальных слу-
чаях — массой материала образцов со снятой окалиной.
Глава 2
ОСНОВЫ МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЯ ЛИТЕЙНЫХ
ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ''
1.	Особенности легирования никелевых жаропрочных
сплавов
2.	Структура и фазовый состав жаропрочных никеле-
вых сплавов
3.	Структурная стабильность и жаропрочность
4.	Особенности структуры жаропрочных сплавов в
связи с ликвацией
5.	Поверхности раздела и легирование
6.	Термическая обработка
Прогрессивная идея создания газовых турбин долгое время не могла быть
воплощена в жизнь из-за отсутствия материалов достаточной жаропрочности.
Именно поэтому в Англии жаропрочные сплавы были объявлены националь-
ной проблемой, а изобретатель сплава Нимоник-80 Гриффитс получил зва-
ние пэра Англии. Характерной особенностью указанных материалов является
высокий уровень структурной и фазовой термостабильности, что в конечном
итоге и определяет их надежную работу в значительно более широком по
сравнению с используемыми ранее сплавами температурном диапазоне.
В современных авиационных ГТД на долю жаропрочных сплавов прихо-
дится до 40% массы двигателя, и по прогнозам это соотношение в ближай-
шее время сохранится. Например, в двигателях ПС-90А и ТВД-1500 исполь-
зуется 35,7 и 36% никелевых жаропрочных сплавов соответственно. При этом
литейные сплавы занимают ведущее место в номенклатуре жаропрочных спла-
вов, так как работоспособность всего авиационного двигателя в большинстве
случаев определяется работоспособностью лопаток турбины.
Более высокая жаропрочность литейных сплавов (по сравнению с дефор-
мируемыми), более высокий коэффициент использования материала (0,60—
0,80 вместо 0,10—0,20), снижение трудоемкости при изготовлении охлаждае-
мых лопаток в 3—4 раза — все это обеспечило широкое применение литей-
ных жаропрочных сплавов в современных авиационных ГТД.
Условия работы лопаток из литейных жаропрочных сплавов в создаваемых
двигателях становятся все более напряженными в связи со значительным
1 © совместно с докт. техн, наук А.В. Логуновым, докт. техн, наук В.В. Сидоровым.
35
повышением температуры газа на входе в турбину, увеличением скорости
полета, а также ресурса и цикличности работы двигателей.
Однако в настоящее время обеспечивать увеличение жаропрочности ста-
новится все более сложно. Если на начальном этапе освоения жаропрочных
сплавов для лопаток ГТД температурный уровень их работы повышался на
20°С в год, то за последние 15 лет ежегодный рост их рабочей температуры
составлял менее 5°С.
Разработка нового поколения авиационных ГТД связывается, в первую
очередь, с необходимостью решения сложнейшей проблемы создания охлаж-
даемых рабочих и сопловых лопаток на качественно новом уровне. Решение
этой проблемы возможно благодаря применению перспективных систем вих-
ревого и пленочного транспирационного охлаждения лопаток и других прин-
ципиально новых конструктивно-технологических решений, а также путем
получения таких лопаток из новых современных литейных высокожаропрочных
сплавов, способных работать при более высоких температурах и напряжениях.
1. Особенности легирования
никелевых жаропрочных сплавов
Создание новых высокожаропрочных литейных сплавов и технологий ли-
тья позволит улучшить основные эксплуатационные свойства лЪпаток, требу-
емые для повышения ресурса и надежности работы серийных авиационных
ГТД, а также для разработки приоритетных двигателей нового поколения.
Это достигается совершенствованием структуры и оптимизацией состава
жаропрочных сплавов с равноосной структурой, а также разработкой новых
поколений сплавов с направленной столбчатой и монокристаллической струк-
турой, фазоармированных эвтектических и интерметаллидных сплавов. Парал-
лельно с разработкой композиций этих сплавов необходимо улучшать техно-
логию их получения, которая в свою очередь весьма эффективно влияет на
совершенство структуры и обеспечивает высокое качество и работоспособ-
ность материалов.
Таким образом, только комплексный подход, заключающийся в единстве
решения металловедческих и технологических проблем, позволяет совершен-
ствовать и создавать новые литейные жаропрочные сплавы.
Научные основы легирования жаропрочных
никелевых сплавов
Литейные жаропрочные сплавы являются объектом интенсивных исследо-
ваний во всех научных центрах, занимающихся разработкой и созданием
материалов, способных надежно работать в условиях воздействия высоких
температур.
К настоящему времени заметное повышение уровня свойств литейных
никелевых жаропрочных сплавов достигнуто в результате осуществления мно-
гочисленных программ фундаментальных исследований, направленных на изу-
чение структуры и процессов, протекающих при воздействии высоких темпе-
36
ратур и напряжений. К ним, в частности, относятся: углубленные исследова-
ния влияния легирования на степень и характер упрочнения основными ин-
терметаллидными и карбидными фазами; изучение термостабильности упроч-
няющих фаз; исследование границ, являющихся наиболее слабым местом в
сплавах; управление процессами образования границ (путем легирования, а
также с помощью различных технологических процессов при равноосной и
направленной кристаллизации) и выделения упрочняющих фаз; использова-
ние новых механизмов упрочнения (эвтектические сплавы с направленной
структурой) и т.д.
Результаты исследований структуры и фазового состава литейных нике-
левых сплавов показывают, что влияние каждого легирующего элемента на
свойства сплавов является сложным и требуется чрезвычайно тщательная
и трудоемкая работа по подбору композиции, обеспечивающей оптималь-
ный комплекс свойств. Вместе с тем проведенные исследования позволяют
сделать некоторые обобщения и установить тенденции в легировании для
получения жаропрочных сплавов с повышенными эксплуатационными
свойствами.
Влияние легирующих элементов на структуру
и свойства жаропрочных сплавов
Алюминий и титан. Алюминий и титан являются основными у'-образую-
щими элементами в сплавах. Они оказывают положительное влияние на Тпр,
повышая ее значение. Вместе с тем уровень легирования этими элементами,
по-видимому, близок к пределу. Увеличение долговечности сплавов при вы-
сокой температуре достигается не за счет повышения суммарного содержа-
ния этих элементов. Наоборот, их концентрация (при общем увеличении
количества у'-фазы и у'-образующих элементов в сплавах) имеет тенденцию к
некоторому снижению, в особенности титана. Подобное обстоятельство мож-
но объяснить тем, что при достигнутом уровне легирования эффективными
упрочнителями становятся такие у'-образующие элементы, как гафний, нио-
бий, тантал и др., поскольку они интенсивнее стабилизируют у'-фазу и кар-
биды, обеспечивают более широкие возможности для достижения оптималь-
ного параметра несоответствия кристаллических решеток на межфазных у/у'
границах, что приводит к увеличению термостабильности и жаропрочности
сплава в целом.
Сплавы для направленной кристаллизации (НК) и монокристаллического
литья первого поколения содержали от 4,7 до 5,8% Al, a Ti — от 2,0 до 1,0%
(за исключением некоторых сплавов, в частности, сплав Rene N4 легирован
3,7% А1 и 4,2% Ti).
В сплавах 2- и 3-го поколений, предназначенных для монокристалличес-
кого литья и для НК, содержание А1 возросло до 6,0—6,2%, но при этом
уровень их легирования Ti снизился до 0,7—1,0%, или Ti не вводят в составы
этих сплавов совсем.
Алюминий является также элементом, обеспечивающим эффективную защи-
ту жаропрочных никелевых сплавов от высокотемпературной газовой коррозии.
37
Гафний и ниобий. В настоящее время эти элементы широко используются
при разработке высокожаропрочных сплавов, они являются сильными карби-
дообразователями. Следует обратить внимание на положительное влияние
гафния, введение которого в жаропрочные никелевые сплавы позволяет од-
новременно повысить как прочностные свойства, так и характеристики пла-
стичности. Он несколько увеличивает долю эвтектической /-фазы и благо-
приятным образом изменяет морфологию карбидов МС. Они приобретают
форму округлых включений, что определяет улучшение механических свойств.
Под влиянием гафния образующиеся эвтектические выделения у'-фазы ис-
кривляют границы зерен, что приводит к повышению сопротивления ползу-
чести. Положительная роль гафния как упрочнителя границ объясняется еще
тем, что, находясь в боридной фазе, он замещает хром, делая борид более
тугоплавким; кроме того, соединяясь с серой, он создает более стойкие суль-
фиды. Гафний положительно влияет на термостабильность /-фазы, увеличи-
вая температуру ее полного растворения. Введение его в составы сплавов
привело к своеобразной революции в теории легирования. В результате были
созданы не только новые сплавы с более высоким уровнем жаропрочности и
пластичности, но и значительно улучшены разработанные ранее сплавы, вве-
дение в которые гафния позволило, не снижая жаропрочности, существенно
повысить их пластичность.
Установлено, что гафний наиболее сильно ликвирует в межосные участки
и вызывает большее, чем другие легирующие элементы, пересыщение меж-
дендритных объемов сплава у'-образующими элементами. Концентрация гаф-
ния в сплавах должна быть такой, чтобы было достигнуто одновременно
значительное повышение долговечности и пластичности, но при этом струк-
турная стабильность сплавов, обусловленная карбидными реакциями, остава-
лась бы достаточно высокой. Введение гафния в направленно закристаллизо-
ванные сплавы позволило значительно повысить их пластичность в попереч-
ном направлении.
Ниобий является одним из эффективных элементов в никелевых жаро-
прочных сплавах. Он заметно упрочняет твердый раствор и одновременно,
находясь в /-фазе и карбидах, повышает жаропрочность и снижает склон-
ность сплавов к перестариванию. Более половины общего количества ниобия
входит в состав /-фазы, около 33% — в состав твердого раствора и 0,2—0,3% —
в состав карбонитридов. Ниобий благоприятно влияет на уменьшение склон-
ности к зональной ликвации, повышает температуру рекристаллизации и за-
медляет диффузионные процессы. В результате возрастают стабильность и
жаропрочность сплава.
Тантал. Теоретические расчеты энергии межатомной связи, а также экс-
периментальные исследования показывают, что тантал является одним из эле-
ментов, которые оказывают сильное влияние на термическую устойчивость
выделений упрочняющей у'-фазы. Входя в состав карбидов, он улучшает их
морфологию и соответственно совершенствует механизм карбидного упроч-
нения. Легирование жаропрочных сплавов танталом обеспечивает их длитель-
ную работоспособность при повышенной температуре. Наиболее эффектив-
ным является совместное легирование жаропрочных никелевых сплавов тан-
талом и рением, которое обеспечивает резкое снижение диффузионной
38
подвижности элементов в сплаве, особенно при высоких температурах, зна-
чительное упрочнение твердого раствора и стабилизацию у'-фазы, замедление
процессов коагуляции крупных частиц у'-фазы и растворение ее мелких час-
тиц при высоких температурах. Следует, однако, указать, что тантал — мало-
распространенный и дефицитный элемент.
Ванадий и цирконий. Ванадий эффективно повышает жаропрочность при
относительно небольшой концентрации в сплавах, оказывает заметное отри-
цательное влияние на жаростойкость, поэтому введение его в сплавы необхо-
димо осуществлять с достаточной осторожностью. Цирконий присутствует в
литейных жаропрочных сплавах в малых количествах, содержание его в спла-
ве MAR М200 составляет 0,05%, а в сплаве В1900 - 0,08%. Зависимость пла-
стичности от содержания циркония в пределах 0,005—0,05% сложная: макси-
мальная пластичность наблюдается при введении 0,01% Zr, при большем или
меньшем его содержании пластичность снижается. Цирконий оказывает зна-
чительное положительное влияние на жаропрочность никелевых сплавов.
Совместное микролегирование (Zr+B) благоприятно влияет на свойства спла-
вов и может повышать время до разрушения образцов при испытании на
ползучесть в несколько раз.
Улучшение свойств жаропрочных сплавов в значительной мере связано с
упрочнением твердого раствора. Эффективными упрочнителями и стабилиза-
торами у-твердого раствора являются элементы группы VI А, а также кобальт.
Вольфрам и молибден. Эти элементы положительно влияют на свойства ни-
келевых жаропрочных сплавов. Вольфрам по сравнению с молибденом более
предпочтителен. Он в заметных количествах входит в состав как у-твердого
раствора, так и у'-фазы, повышая термостабильность последней и снижая
диффузионные процессы в сплавах при высокой температуре. Вольфрам —
один из наиболее эффективных упрочнителей высокожаропрочных сплавов,
при этом отрицательное влияние его на пластичность сравнительно невели-
ко. Однако следует учитывать высокую плотность этого элемента.
Молибден — желательный элемент в литых сплавах, в том числе жаро-
прочных. Сплавы, содержащие молибден, более стойки к сульфидной корро-
зии по сравнению со сплавами, в которых он отсутствует. Он повышает ста-
бильность Ni3Al, замедляет диффузию алюминия в у-твердом растворе, коагу-
ляцию интерметаллидной фазы и тем самым повышает жаропрочность
никелевого сплава. В современных высокожаропрочных сплавах молибден
является менее эффективным упрочнителем по сравнению с вольфрамом и
рением, поэтому введение его в сплавы, предназначенные для работы при
наиболее высоких температурах, целесообразно лишь в ограниченном коли-
честве.
Рений. Существенно улучшая жаропрочные свойства сплавов, рений, как и
вольфрам, является одним из тех немногих элементов, которые повышают
температуру плавления никелевых сплавов и оказывают наиболее заметное
влияние на термостабильность у-матрицы.
Рений входит в основном в у-твердый раствор (содержание его в у'-фазе
невелико, около 0,2%), способствуя при этом вытеснению из твердого рас-
твора в у'-фазу таких эффективно стабилизирующих ее элементов, как алю-
миний и тантал. Таким образом, он повышает не только термостабильность
39
матрицы, но и оказывает положительное влияние на термостабильность у'-
выделений.
Рений снижает диффузионные процессы, протекающие при высоких тем-
пературах в жаропрочных никелевых сплавах, а также существенно повышает
их сопротивление высокотемпературной газовой коррозии.
В современных сплавах, предназначенных для получения отливок с моно-
кристаллической структурой (сплавы 2-го и 3-го поколений), суммарное со-
держание (W+Mo+Re+Ta) достигает 20% (масс.).
Хром и кобальт. Повышение жаропрочности сплавов сопровождается за-
метным снижением содержания в них хрома: с 18—20 до 2-7% в последних
сплавах с монокристаллической структурой. Вызвано это тем, что в слож-
нолегированном многокомпонентном твердом растворе растворимость хро-
ма уменьшается, — тогда он образует самостоятельные фазы либо способ-
ствует их образованию: фазы на основе а-Сг, о- и ц-фаз, карбиды М23С6,
М6С и др., что приводит к ухудшению свойств как из-за возникновения
фаз неблагоприятной морфологии, так и вследствие обеднения основных
фаз необходимыми для их стабильности легирующими элементами. Кроме
того, в высокожаропрочных сплавах хром уменьшает количество образую-
щейся при распаде у'-фазы, ухудшает термостабильность у'-фазы и тем са-
мым оказывает отрицательное влияние на долговечность и пластичность.
Более чем другие элементы, он расширяет интервал кристаллизации спла-
вов, что ухудшает их технологичность. Вместе с тем снижение содержания
хрома приводит к неизбежному снижению жаростойкости. Это важное об-
стоятельство должно учитываться при разработке новых сплавов и покры-
тий для защиты от окисления.
Кобальт в целом в небольшой степени повышает жаропрочность, его
присутствие приводит к заметному увеличению пластичности сплавов. Оп-
тимальное содержание кобальта находится на уровне 10% и колеблется в
пределах от 3,0 (сплав CMSX-10) до 12,5% (сплав Rene N6).
Углерод. Содержание его в современных высокожаропрочных сплавах на
никелевой основе с равноосной структурой не превышает 0,2%. В некоторых
случаях, когда необходимо обеспечить высокую пластичность, допустимое ко-
личество углерода в сплавах с равноосной структурой снижают до 0,03—0,07%
(сплав IN 713LC модификация литейного сплава IN 713). Однако при этом
наблюдается определенное падение прочности и долговечности. Низким со-
держанием углерода (до 0,02%) характеризуются также сплавы с повышен-
ным содержанием бора (до 0,1%), в которых карбидное упрочнение заменено
боридным. Пониженное содержание углерода имеют сплавы для НК (в том
числе для получения монокристаллических лопаток). Углерод заметно снижа-
ет температуру плавления сплавов, уменьшая их термическую стабильность.
В частности, введение 0,05% углерода в жаропрочный никелевый сплав ЖС40
снизило температуру солидус с 1353 до 1322°С [1], а Г этого сплава умень-
шилась с 1320 до 1280°С. Указанное обстоятельство особенно важно для спла-
вов с направленной столбчатой и монокристаллической структурой, предназ-
наченных для работы при наиболее высоких температурах. В целом при оп-
ределении оптимальных концентраций углерода необходимо одновременно
учитывать, что возникновение горячих трещин при литье лопаток сложной
40
конструкции более вероятно при отсутствии углерода, образующего не толь-
ко весьма стабильные при высокой температуре упрочняющие карбидные
фазы, но и упрочняющие малоугловые границы, появляющиеся в процессе
роста кристаллов. Кроме того, углерод является эффективным раскислителем
жидкого металла. В современных сплавах с монокристаллической структурой
содержание углерода колеблется от 0,001 до 0,05%.
Легирование поверхности раздела
Успехи в создании никелевых жаропрочных сплавов в значительной мере
определяются результатами, достигнутыми при исследованиях межфазных и
межзеренных границ. Их упрочнение обеспечивается в первую очередь мик-
ролегированием. Поскольку объем граничных пространств чрезвычайно мал
по сравнению с объемом сплава (хотя именно они в значительной степени
определяют работоспособность материала), становится ясным, почему доста-
точным оказывается введение микродобавок, которые, располагаясь в погра-
ничных объемах, значительно их совершенствуют, обеспечивая тем самым
существенное улучшение эксплуатационных характеристик сплавов. Для
сплавов тех или иных конкретных составов указывается разная величина
эффекта микролегирования, однако во всех случаях он является положитель-
ным.
Микродобавки бора, РЗМ (в том числе иттрия) являются обязательными
для литейных жаропрочных сплавов с равноосной структурой. Совершенствуя
границы зерен и фаз, они улучшают эксплуатационные характеристики ма-
териалов. В сплавах с направленной структурой, отличающихся меньшей
протяженностью ГЗ (границ зерен) или их полным отсутствием, оптималь-
ное содержание данных элементов становится, естественно, иным.
Микролегирующие элементы. Оптимальное содержание бора составляет
0,01—0,02% при легировании углеродом в пределах 0,1—0,2%. Выше упомина-
лось о положительном влиянии бора на свойства сплавов при увеличении
его содержания до 0,10%, но при одновременном снижении содержания уг-
лерода до 0,02%. Однако образующиеся в таких сплавах бориды являются
эффективными упрочнителями при не очень высоких температурах (до
1000°С). При более высоких температурах бориды гораздо раньше, чем кар-
биды, становятся неустойчивыми, являясь причиной разупрочнения жаро-
прочных никелевых сплавов. Кроме того, бор оказывает очень сильное от-
рицательное влияние на температуру плавления сплавов. Так, введение бора
в количестве 0,01% снизило температуру солидус сплава ЖС40 с 1353 до
1306°С [2]. В современных сплавах с монокристаллической структурой со-
держание бора снижено с 0,015 до 0,004% или бор отсутствует вовсе. Одно-
временное введение иттрия и других редкоземельных элементов заметно по-
вышает стойкость к высокотемпературному окислению. При содержании их
в современных сплавах на уровне 0,01—0,08% существенно снижается диф-
фузия по границам зерен и соответственно возрастает жаропрочность. Эти
элементы оказывают положительное влияние на свойства сплавов и в том
или ином оптимальном соотношении и количестве специально вводятся в
современные высокожаропрочные сплавы.
41
Влияние вредных примесей. Кроме полезных микродобавок или нейтраль-
ных примесей, в сплавах могут быть, и часто бывают, примеси вредные. Их
содержание ограничивают либо стремятся исключить их.
Исследование влияния переменного содержания кремния (0,05 и 1%) на
жаростойкость и механические свойства сплавов 713С и MAR М200 показа-
ло, что он повышает сопротивление сплавов окислению, но при этом замет-
но снижает длительную прочность и пластичность. Кремний снижает темпе-
ратуры ликвидус, солидус и температуру растворения карбидов. В ВИАМ
(В.В. Сидоровым, Г.И. Морозовой, Н.В. Петрушиным, Е.А. Кулешовой и
др.) установлено, что увеличение в жаропрочном никелевом сплаве кремния
с 0,05 до 0,4% приводит к повышению доли неравновесной эвтектики у—/,
дополнительному выделению из расплава карбидов типа М6С и МС. При
высокотемпературных выдержках кремний инициирует карбидные превраще-
ния, повышает скорость коагуляции у'-фазы, что снижает долговечность и
кратковременную пластичность сплава. Указанное обстоятельство особенно
важно потому, что в процессе отливки лопаток жидкий металл определен-
ное время находится в контакте с керамической формой, в которой содер-
жится свободный диоксид кремния. В результате содержание кремния в
металле повышается. Такое же отрицательное влияние на свойства сплавов
оказывает марганец. Поэтому содержание в сплавах кремния и марганца
ограничивают величиной порядка 0,3%. В литейных никелевых сплавах ог-
раничивается также содержание железа, которое не должно превышать 1%.
В настоящее время внимание исследовательских лабораторий сосредото-
чено на изучении вредного влияния многих примесных элементов, кото-
рые, присутствуя даже в очень малых количествах, резко снижают эксплу-
атационные характеристики сплава. Например, 0,001% Те уменьшает время
до разрушения сплава при 950°С и нагрузке 236 МПа с 55 до 1 ч, а отно-
сительное удлинение — с 2 до 1,4%. Гомеопатические количества свинца и
висмута (содержание которых измеряется в миллионных долях) при испы-
таниях на длительную прочность могут снизить срок службы сплава на два
порядка.
К.Я. Шпунт при изучении влияния олова на свойства сплава ЭИ437 было
показано, что содержание > 0,02% Sn приводит к разрушению слитков спла-
ва в процессе ковки. Жаропрочность сплава с возрастанием содержания
олова падает, хотя и не так резко, как при легировании его свинцом и вис-
мутом.
Легкоплавкие примеси, скапливаясь по ГЗ, отрицательно влияют на жаро-
прочность. Имеет место адсорбционное снижение прочности, наблюдаемое
при контакте твердых тел с поверхностно-активными жидкими средами. Кон-
центрация вредных примесей на ГЗ может на порядок и больше превышать
их среднее содержание в сплаве. В частности, содержание серы по ГЗ в ста-
лях в 50 раз выше среднего содержания, определяемого обычным химичес-
ким анализом сплава.
Следует обратить внимание на то, что многократное использование воз-
вратного металла приводит к выгоранию полезных и накоплению нежелатель-
ных примесей. Поэтому шихту литейных цехов машиностроительных заводов
необходимо систематически обновлять.
42
При анализе вредного влияния ряда примесей нужно помнить, что нике-
левые сплава при испытаниях на жаропрочность разрушаются по границам
зерен, где, как правило, и находятся вредные примеси, оттесняемые в эти
участки в процессе кристаллизации сплава.
Полученные результаты явились основой для введения ужесточенных спе-
цификаций на содержание вредных примесей, к которым отнесена половина
элементов Периодической системы. Согласно спецификации AMS2280, содер-
жание в жаропрочных сплавах висмута и теллура не должно превышать, %
(масс.): 5 • 10‘5; селена - 3 • 10‘4; свинца и таллия - 5 • 10‘4; сурьмы, мышьяка,
гадолиния, галлия, германия, золота, индия, ртути, калия, серебра, натрия, то-
рия, олова, урана и цинка — ниже 5 • 10"3 каждого и менее 4 • 10"2 для всех.
Общие принципы легирования
Одним из основных принципов теории легирования жаропрочных сплавов яв-
ляется выдвинутый академиком С.Т. Кишкиным принцип многокомпонентного
легирования, направленный на совершенствование гетерофазного строения с по-
лучением мелких включений упрочняющих фаз, обеспечение стабильности мат-
рицы и упрочняющих фаз, а также прочности и стабильности границ зерен.
В дисперсионно-твердеющих жаропрочных сплавах реализация этих тре-
бований достигается направленным комплексным легированием, приводящим
как к усложнению состава и измельчению частиц упрочняющих фаз, выде-
ляющихся из пересыщенного твердого раствора при старении, так и к замед-
лению их коагуляции при повышенных температурах вследствие торможения
диффузионных процессов в матричном сложнолегированном твердом растворе.
Весьма важным является принцип микролегирования [3] - прицельного
легирования локальных объемов (границ зерен, фаз и т. д.), представляющих,
как указывалось ранее, слабые звенья в структуре сплавов, с целью обеспече-
ния их упрочнения.
Приведем также другие известные [4] принципы:
—	легирование с целью снижения диффузионных процессов не только в
объеме сплава, но и по границам зерен и фаз;
—	максимальное упрочнение у-твердого раствора;
—	наличие высокодисперсных, термически стабильных упрочняющих фаз
(в том числе карбидных);
-	увеличение объемного содержания у'-фазы;
—	увеличение энергии дефектов упаковки у'-фазы;
-	повышение энергии антифазных границ в у'-фазе;
—	сведение к минимуму разности параметров кристаллических решеток у-
и у'-фаз;
—	уменьшение скорости укрупнения выделений у'-фазы при рабочих тем-
пературах;
-	предотвращение появления зон, свободных от выделений упрочняющих
фаз;
—	сведение к минимуму образования фаз Ni2Nb(y"), ц, Лавеса, а также о-
и ц-фаз;
—	сохранение на возможно более высоком уровне температуры солидуса.
43
Разработанные представления о влиянии твердорастворного и дисперсион-
ного упрочнения на структуру и механические свойства жаропрочных спла-
вов хорошо объясняют механизмы упрочнения, количественные и качествен-
ные рецепты легирования. Вместе с тем полученные закономерности удов-
летворительно описывают области средней и повышенной легированности.
Если же рассматривать области весьма высокого уровня легирования, с мак-
симально достигаемыми значениями жаропрочности, то здесь возникает мно-
го новых вопросов, требующих объяснения и, естественно, новых рекоменда-
ций по легированию, представленных в [1] и [4].
Ранее повышение жаропрочности никелевых сплавов достигалось путем
увеличения в их составах содержания у'-образующих элементов, что приводи-
ло не только к возрастанию общего количества упрочняющей у'-фазы, но и
к повышению температуры ее полного растворения, - одновременно в со-
ставах сплавов увеличивалась концентрация Мо и W - элементов, снижаю-
щих диффузионную подвижность при высоких температурах.
Систематическое исследование концентрационных областей современных
высокожаропрочных сплавов показало, что в них достигнуто максимальное
содержание у'-образующих элементов (алюминия, титана, ниобия, гафния), а
также вольфрама и молибдена, соответствующее предельной растворимости
их в у-твердом растворе и у'-фазе. Дальнейшее увеличение концентраций этих
элементов приводит к появлению глобулей у'-фазы эвтектического происхож-
дения и фаз на основе вольфрама, хрома, молибдена и т.д., положительное
упрочняющее влияние которых незначительно, а отрицательное влияние на
пластичность и другие свойства весьма заметно.
Таким образом, возможность повышения жаропрочности путем общего
увеличения суммарного содержания у'-образующих и тугоплавких элементов
исчерпывается.
Расчеты предельной растворимости у'-фазы в многокомпонентных систе-
мах, соответствующих никелевым жаропрочным сплавам, получаемым обыч-
ным способом, показали, что она находится в пределах 55—60% при темпера-
турах 1270—1300°С. Поэтому дальнейшее повышение жаропрочности может
быть достигнуто в основном не за счет общего содержания у'-образующих и
тугоплавких элементов, а в результате оптимизации составов у-, у'-фаз и по-
вышения их термической стабильности.
Рабочие температуры современных жаропрочных сплавов таковы, что они
вплотную приближаются к интервалам растворения упрочняющей у'-фазы и
даже частично попадают в них. С этой точки зрения важными представля-
ются результаты исследований, связанных с изучением влияния легирования
на процессы растворения у'-фазы в сложнолегированных сплавах на никеле-
вой основе, и определение температурных границ существования гетерофаз-
ной у/у'-структуры сплавов [5].
Показано, что процессами растворения у'-фазы, определяющими работо-
способность сплавов при температурах свыше 1050°С, можно весьма эффек-
тивно управлять с помощью легирования. При этом наибольшая термоста-
бильность структуры у/у' достигается только при комплексном легировании
элементами, входящими как в у-твердый раствор, так и в у'-фазу, и при оп-
ределенных соотношениях между легирующими элементами сплава. В жаро-
44
прочных сплавах, соответствующих системам легирования типа ЖС, может
быть достигнута Тпр на уровне 1250-1300°С и более. В этом случае при
1100°С в сплаве содержится 40% у'-фазы, что обеспечивает достаточно высо-
кую жаропрочность подобных систем при указанной температуре. С другой
стороны, для достижения необходимого уровня длительной прочности при
температурах 950—1000°С важно, чтобы температура начала растворения у'-
фазы (Тнр) была как можно выше.
Следовательно, согласно важнейшему требованию современной теории
легирования никелевых жаропрочных сплавов, для повышения сопротивле-
ния ползучести при температурах более 950°С необходимо не только оптими-
зировать содержание упрочняющей у'-фазы, но и максимально повысить тем-
пературные уровни начала и конца ее растворения.
Исследования влияния легирования на параметры решеток у- и у'-фаз и
механические свойства никелевых сплавов типа ЖС [6] показывают, что
долговечность сплавов возрастает при уменьшении абсолютных значений
параметра несоответствия кристаллических решеток у- и у'-фаз в отрица-
тельной области его значений. Однако наибольшей жаропрочности соот-
ветствует небольшое положительное размерное несоответствие периодов
решеток у- и у'-фаз. При этом сплав с максимальной долговечностью име-
ет минимальный температурный градиент размерного несоответствия, ука-
зывающий на близкие значения температурных коэффициентов линейного
расширения фаз.
Полученные результаты могут быть сформулированы в виде следующего
принципа: при легировании высокожаропрочных сплавов, помимо общего
упрочнения у- и у'-фаз, необходимо обеспечивать определенную положитель-
ную величину размерного несоответствия периодов решеток у- и у'-фаз и его
незначительную зависимость от температуры. При этом оптимальное значе-
ние Аа определяется требуемым ресурсом, диффузионными характеристиками
сплава, контролирующими процессы коагуляции у'-фазы при высоких темпе-
ратурах.
Результаты расчетов энергии связи и проведенные исследования механи-
ческих свойств специально выплавленных многокомпонентных у- и у'-фаз,
соответствующих по составу фазам высокожаропрочных сплавов, показали,
что упрочнение фазы Ni3Al при комплексном легировании не слишком вели-
ко и может быть достигнуто введением какого-либо одного элемента (Та, Nb,
Hf и т.д.) [7].
Однако жаропрочные свойства многокомпонентных сплавов оказываются
значительно более высокими, чем свойства фаз, их составляющих. Таким
образом, эти исследования полностью подтверждают ранее выдвинутый С.Т.
Кишкиным принцип многокомпонентного легирования и гетерофазности
структуры и уточняют механизм его действия: повышение жаропрочности при
многокомпонентном легировании обусловлено совершенствованием гетерофаз-
ного строения структуры - контролируемым выделением у'-фазы, повышени-
ем термостабильности и улучшением морфологии упрочняющих фаз, совер-
шенствованием состояния межзеренных границ, оптимизацией параметров
несоответствия кристаллических решеток на межфазных границах, а также
высокотемпературным упрочнением у-твердого раствора.
45
Термическая стабильность сплава определяется высокотемпературным по-
ведением всех его структурных составляющих, постоянством их состава и
состоянием межфазной границы.
Изучение диффузионных характеристик межфазных границ у'эвт - мат-
рица, а также тонкой структуры сплавов, содержащих заметное количество
у'эвт (в исходном состоянии и после высокотемпературных испытаний на
длительную прочность), показало, что диффузионная проницаемость границ
у'эвт” Y'матрица значительно ниже проницаемости границ зерен, но выше
проницаемости объема у- и у'-фаз. Следовательно, в сплавах с большим со-
держанием грубых конгломератов эвтектической у'-фазы не следует ожидать
высокой структурной стабильности вследствие ускоренного массопереноса
по границе раздела фаз. Фазы, обогащенные вольфрамом (a-W, Ni3W3C),
также некогерентно связаны с матрицей, на что указывает скопление дис-
локаций на их межфазной границе.
Таким образом, исследования тонкой структуры и диффузионных характе-
ристик подтвердили, что вклад первичных фаз (у'эвт, a-W, Ni3W3C) в упроч-
нение сплавов существенно ниже, чем наблюдаемый за счет когерентных
дисперсных частиц вторичной у'-фазы.
Особенности легирования сплавов для литъя
методом направленной кристаллизации
Ранее для НК использовали сплавы, разработанные применительно к
обычным методам литья, без изменения их состава. Однако дальнейший опыт
показал, что для успешной НК высоколегированных жаропрочных никелевых
сплавов требуется корректировка химического состава с учетом специфики
затвердевания. Указанное положение обосновывается результатами исследова-
ний, выполненных для сплава типа ЖС с переменным содержанием вольф-
рама и титана — наиболее ликвирующих элементов (первый — с отрицатель-
ной, второй — с положительной ликвацией) и эффективно влияющих на
формирование дендритной структуры [4].
Исследовали влияние переменного содержания вольфрама (при 1% Ti) и
титана (при 9% W) на свойства сплава одного состава с равноосной и на-
правленной структурами1. Интервалы переменного легирования (1—2,5% Ti;
9—12% W) были выбраны с учетом близости исследуемых композиций к ре-
альным сплавам, а также необходимости сохранения их в области одинаково-
го фазового состава. Образцы испытывали на длительную прочность до раз-
рушения по следующим режимам: Т = 975°С, о = 200 МПа (РК); Т = 975°С,
о = 220 МПа (НК).
Разница в уровне напряжений при испытании образцов с равноосной и
направленной структурами обусловлена тем, что НК повышает предел дли-
тельной прочности примерно на 20 МПа, и это необходимо учитывать при
оценке «чистого» влияния легирования на свойства.
С увеличением содержания титана от 1 до 2,5% долговечность (испытания
на длительную прочность) образцов с равноосной структурой растет. Иной
1 Здесь и далее — % (масс.).
46
Рис. 2.1. Влияние содержания титана на долговечность (длительную прочность) сплавов
типа ЖС26 (с 9%W) с равноосной (— о975°= 200 МПа) и направленной структурой
(___ ст975в_ 220 МПа)
Рис. 2.2. Влияние содержания титана на количество у'эвт-фазы в сплаве ЖС с равноосной
(—) и направленной структурой (—)
эффект достигается при НК - увеличение количества титана от 1 до 1,5% не
влияет на долговечность, до 2,5% — несколько снижает ее (рис. 2.1). Как при
РК, так и при НК с повышением содержания титана в сплаве растет объем-
ная доля фазы у'эвт, но темпы роста ее количества в сплавах с направленной
структурой выше (рис. 2.2). Дифференциальный химический фазовый анализ
показал, что упрочняющая у'-фаза неоднородна по составу, и чем значитель-
нее ликвационные процессы в пределах дендритной ячейки, тем ярче выра-
жена неоднородность. Таким образом, установлено, что в сложнолегирован-
ных жаропрочных литейных сплавах переменная по составу у'-фаза в преде-
лах одного сплава выделяется в областях различного состава — от осей
дендритов до межосных пространств.
Время до разрушения образцов с равноосной структурой повышается в 2-
3 раза при изменении содержания вольфрама с 9 до 12% (рис. 2.3). Тенден-
Рис. 2.3. Влияние содержания вольфрама на дол-
говечность (длительную прочность) сплава типа
ЖС26 (с l%Ti) с равноосной (- с975’= 200 МПа)
и направленной структурой (— <у975’= 220 МПа)
47
ция к повышению долговечности наблюдается и у сплавов с направленной
структурой, однако характер зависимости иной: увеличение содержания воль-
фрама от И до 12% не способствует дальнейшему росту долговечности об-
разцов. Вероятно, влияние вольфрама на долговечность сплава обусловлено
различием структур при РК и НК.
Повышение содержания вольфрама, а также способ кристаллизации не
влияют на количество фазы у'эвт (рис. 2.4). При этом следует отметить, что с
ростом содержания вольфрама увеличивается и его концентрация в у'-фазе.
Этим частично может быть обусловлено повышение долговечности образцов
(независимо от способа кристаллизации), поскольку с увеличением концент-
рации вольфрама в у'-фазе термическая стабильность ее растет. Вольфрам в
исследованных пределах легирования при формировании дендритов в мень-
шей степени способствует протеканию ликвационных процессов, чем титан.
Титан, ликвирующий в межосные участки, приводит к более существенным
изменениям при формировании дендритной структуры, нежели вольфрам.
Этим объясняется различный характер зависимостей долговечности от содер-
жания в сплаве вольфрама и титана при РК и НК.
Содержание вольфрама в сплаве, % (масс.)
Рис. 2.4. Влияние концентрации вольфрама на его содержание в у'j-фазе и на количество каж-
дой фазы (у'эвт, у'р у'2) в сплаве типа ЖС с равноосной (а) и направленной структурой (б)
48
При испытании на длительную прочность разрушение образцов с равно-
осной структурой происходит по границам зерен, а в сплавах с направленной
структурой - в межосных пространствах по границам раздела у'эвт - матрица
и карбид — матрица. Поэтому следует иметь в виду, что титан и вольфрам
по-разному влияют на состояние границ зерен и междендритных пространств.
Титан увеличивает количество у'эвт-фазы в областях наименьшего сопротив-
ления разрушению при НК.
С увеличением в сплаве концентрации вольфрама эти процессы проявля-
ются в меньшей степени, поэтому темпы роста долговечности образцов за-
медляются. При РК, когда изменения в формировании дендритов непосред-
ственно не связаны с областями наименьшего сопротивления разрушению,
повышение долговечности образцов при введении титана и вольфрама в сплав
идет благодаря благоприятному влиянию этих элементов на термическую ста-
бильность у'-фазы.
Таким образом, наиболее высокие свойства сплавов, полученных методом
НК, обеспечиваются при ином (по сравнению со сплавами равноосной струк-
туры) содержании основных легирующих элементов, что обусловлено специ-
фическими особенностями структуры, определяемыми условиями литья.
Опыт освоения литья высокожаропрочных сплавов методом НК показал,
что более высокий уровень дендритной ликвации в этих сплавах при недо-
статочно тщательном контроле процесса вызывает ряд отрицательных по-
следствий. В частности, при малых градиентах температур на фронте роста
и большой протяженности твердожидкой зоны возникают направленные
вверх конвективные потоки расплава междендритного состава, являющего-
ся, как показали исследования и расчеты (А.В. Логунов, Е.А. Кулешова,
Н.В. Петрушин), более легким (из-за повышенного содержания у'-образую-
щих элементов с малой плотностью - алюминия и титана). Эти потоки
приводят к образованию на поверхности отливок НК продольных струй с
равноосными зернами, снижающих эксплуатационные свойства. Одним из
путей решения этой проблемы является направленное легирование. Это
объясняется тем, что в пределах области концентраций, обеспечивающих
при НК заданный уровень свойств, предпочтительны композиции с сочета-
нием у- и у'-образующих элементов, обеспечивающим при литье наимень-
шее различие плотности расплава и жидкости междендритного состава (за
счет оптимального сочетания легких и тяжелых элементов) и минимальный
интервал кристаллизации.
Отметим, что требование обеспечения минимальной разницы ДТ = TL~TS
хорошо известно, - в этом случае получают более плотную структуру. В дан-
ном же случае имеется в виду, что с уменьшением ДТ значительно сокраща-
ется протяженность твердожидкой зоны и снижается степень дендритной
ликвации. Тем самым обеспечивается более высокое качество отливок — без
поверхностных струйных полос и равноосных зерен.
Легирование сплавов с монокристаллической структурой имеет свои спе-
цифические особенности. Поскольку в монокристаллах отсутствуют грани-
цы зерен, то необходимо исключить из них элементы (или значительно сни-
зить их концентрацию), упрочняющие границы зерен: С, Zr, В, Hf. В част-
ности, повышенные термостойкость и сопротивление циклическим
49
нагрузкам монокристаллов связаны с отсутствием в них карбидной фазы,
которая, как было отмечено выше, может быть концентратором напряже-
ний и очагом зарождения микротрещин при циклических и термоцикли-
ческих нагрузках.
За счет повышения температуры солидус вследствие резкого уменьшения
концентрации или исключения из состава углерода, бора, циркония и гаф-
ния, жаропрочные сплавы для монокристаллического литья отличаются так-
же более узким интервалом кристаллизации. Жаропрочные сплавы для моно-
кристаллического литья характеризуются более высокой температурой полно-
го растворения у'-фазы (за счет исключения из состава углерода и бора) и
более высокой ее термической стабильностью, благодаря чему их жаропроч-
ные свойства выше, чем у сплавов со столбчатой структурой, содержащих
углерод.
Химический состав наиболее известных отечественных и зарубежных спла-
вов для равноосного литья приведен в табл. 2.1, а их жаропрочные свой-
ства — в табл. 2.2.
Таблица 2.1. Химический состав (средние значения), % (масс.), литейных жаропрочных
сплавов для равноосной кристаллизации
Сплав	С	Сг	Со	W	Мо	А1	Ti	Nb	V	Zr не	В более	Другие
ЖС6-К	0,18	10,6	4,5	5,1	4,0	5,7	2,8	—	—	0,04	0,015	—
ЖС6У	0,18	9,0	9,8	10,3	1,5	5,4	2,6	1,0	—	0,04	0,025	—
ВЖЛ12У	0,18	9,5	14,0	1,4	3,1	5,4	4,5	0,75	0,80	0,02	0,011	—
жсздк	0,09	12,0	9,5	4,3	4,1	4,5	2,9	—	—	—	0,012	—
ВЖЛ12Э	0,18	9,4	9,0	1,5	3,1	5,4	4,5	0,75	0,75	0,02	0,011	—
IN100	0,18	10,0	15,0	—	3,0	5,5	4,7	—	1,0	0,06	0,014	—
В1900	0,10	8,0	10,0	—	6,0	6,0	1,0	—	—	0,10	0,015	Та - 4,0
MAR М200	0,15	9,0	10,0	12,5	—	5,0	2,0	1,8	—	0,05	0,015	—
Таблица 2.2. Длительная прочность литейных жаропрочных сплавов с равноосной структурой
	Т = 800°С	Т = 900°С	Т = 1000°С
Сплав	стюо	ст5оо	стюоо	ст100	ст500	ст1000	ст100	ст500	°Т000
МПа		
ЖС6-К	530	470 ЖС6У	560	490 ВЖЛ12У	530	420(455)* ЖСЗДК	500	40	320	230	190 350	280	245 300	220(235)* 300	190	160	115 170	120	100 150	100	90 140
Т = 816°С		Т == 982°С
IN100	510	-	385 В1900	510	-	385 MAR М200	530	-	420 * Для сплава ВЖЛ12Э.	- - -	175	-	105 180	-	108 190	-	130
50
Литейные жаропрочные сплавы, разработанные для отливки лопаток ГТД
с равноосной структурой, на определенном этапе сыграли важную роль при
разработке двигателей и продолжают применяться в современных ГТД.
Однако к настоящему времени непрерывное повышение жаропрочности
этих сплавов, очевидно, достигло своего предела. Дальнейшее увеличение в
сплаве содержания тугоплавких элементов (вольфрама, молибдена, хрома),
которые повышают температурную область существования у'-фазы и эффек-
тивно тормозят диффузионные процессы, в этом случае приводит к выделе-
нию в структуре сплавов избыточной фазы на основе вольфрама и других
вредных фаз (о, ц), вследствие чего снижается жаропрочность и термическая
стабильность сплавов. Поэтому для дальнейшего улучшения свойств литей-
ных жаропрочных сплавов был использован прогрессивный метод литья —
метод НК, который позволяет получать сплавы со столбчатой, монокристал-
лической и ориентированной эвтектической структурами.
Известно, что величина термических напряжений прямо пропорциональна
модулю упругости. Модуль же упругости кристаллов в рассматриваемых спла-
вах анизотропен, т.е. зависит от ориентировки кристалла по отношению к
направлению действующих напряжений. Поскольку у сплавов НК при опре-
деленной кристаллографической ориентации зерен модуль упругости может
быть понижен на 40%, это позволяет снизить уровень термических напряже-
ний и* повысить сопротивление термоусталости сплавов НК примерно в 2—3
раза (по сравнению со сплавами с равноосной структурой).
Зарождение и развитие микротрещин в материале лопаток ГТД с равноос-
но закристаллизованной структурой, а также их разрушение в условиях экс-
плуатации при статическом, циклическом и термоциклическом нагружении
происходит в основном по поперечным по отношению к действующим на-
пряжениям границам зерен.
Другим преимуществом сплавов НК в сравнении со сплавами РК является
отсутствие поперечных границ зерен (перпендикулярно к действующей на-
грузке), что существенно повышает их жаропрочность и уменьшает темп ра-
зупрочнения.
Пластические свойства сплавов НК в продольном направлении выше, чем
у сплавов РК, а в поперечном направлении они, как правило, находятся на
уровне свойств металла РК. Скорость распространения усталостной трещины
при высоких температурах в направлении, перпендикулярном направлению
кристаллизации, значительно меньше, чем в сплавах РК. Таким образом,
сплавы с направленной столбчатой структурой обладают лучшим комплексом
механических свойств по сравнению со сплавами РК.
Расчеты показывают, что использование лопаток с направленной структу-
рой вместо лопаток с равноосной структурой позволяет повысить рабочую
температуру металла на 30—60°С, в результате чего расход воздуха на охлаж-
дение лопаток может быть снижен на 30% с соответствующей экономией
топлива 1% [8].
Выше отмечалось, что легирование сплавов с направленной структурой
имеет свои специфические особенности, которые необходимо учитывать при
разработке новых композиций. Составы сплавов для НК должны находиться
в фазовом пространстве (у—у') в широком интервале рабочих температур. В
51
случае «перелегирования» сплава тугоплавкими (W, Mo, Сг, Re) и у'-образу-
ющими элементами (Al, Ti, Nb, Та) в его структуре при длительной эксплу-
атации могут образовываться топологически плотноупакованные (ТПУ) фазы
о, ц и др.
Для обеспечения наибольшей термической стабильности карбидной
фазы и стабилизации структуры сплавов, предназначенных для НК, необ-
ходимо снижать в них содержание углерода по сравнению с его содержани-
ем в сплавах для равноосного литья. Это обусловлено тем, что в сплавах с
направленной структурой протяженность границ зерен меньше, они уже не
являются лимитирующим фактором в условиях высокотемпературной ползу-
чести, и поэтому карбидное упрочнение границ зерен не играет существен-
ной роли.
Требуется также уточнить содержание в этих сплавах микролегирующих
добавок циркония и бора. Если в сплавах с равноосной структурой цирконий
и бор являются эффективными элементами, упрочняющими границы зерен и
вследствие этого повышающими жаропрочные свойства, то в сплавах с на-
правленной структурой цирконий вообще не увеличивает долговечность (при
испытании на длительную прочность), а эффект от введения бора проявляет-
ся при меньшем его содержании. Кроме того, содержание в сплаве с направ-
ленной структурой всего 0,02% циркония приводит к заметному увеличению
количества горячих трещин в отливках.
Существенный прогресс в повышении жаропрочности сплавов с направ-
ленной структурой достигается при легировании их такими остродефицитны-
ми и дорогостоящими элементами, как рений и тантал, которые ранее в
сплавах для равноосного литья не применялись. Первый такой российский
сплав ЖС32 содержит 4%Re и 4%Та. Положительное влияние добавок танта-
ла и рения, как указывалось выше, заключается в повышении структурной
стабильности сплава вследствие снижения диффузионной проницаемости и
упрочнения у-твердого раствора за счет растворения в нем рения, а также
благодаря стабилизации упрочняющей у'-фазы.
Применение сплавов, легированных рением и танталом, позволяет в не-
сколько раз увеличить ресурс лопаток ГТД. Так, температурный уровень ра-
ботоспособности сплава ЖС32 на 40°С выше, чем у аналогичного по составу
сплава ЖС26, не содержащего этих элементов [9].
Химический состав известных сплавов для НК и монокристаллического
литья приведен в табл. 2.3, а жаропрочные свойства некоторых из этих спла-
вов — в табл. 2.4.
Следует отметить, что жаропрочные свойства разработанных в ВИАМ
сплавов с направленной (столбчатой) структурой (ЖС26У, ЖСЗО и др.) прак-
тически соответствуют свойствам зарубежных сплавов аналогичного на-
значения.
Данные табл. 2.3 показывают, что в отличие от сплавов 1-го поколения,
сплавы 2-го поколения как для НК, так и для монокристаллического литья
содержат рений в количестве до 4%; в сплавах 3-го поколения содержание
рения увеличено до 6%. Такая закономерность связана с тем, что в рассмат-
риваемых сплавах рений является наиболее эффективным металлом, который
обеспечивает существенное повышение их жаропрочных свойств.
52
	Таблица 2.3.	Химический состав (средние значения), % (масс.), некристаллического литья						литейных жаропрочных сплавов для направленной кристаллизации и мо-						
	Сплав	С	Сг	Со	W	Mo	Ti	А1	Nb	Hf	Re	Та	В	Zr
						Сплавы для направленной			кристаллизации					
	1 поколение PWA1422	0,14	9,0	10,0	12,0	—	2,0	5,0	1,0	1,5	—	—	0,015	0,05
	MAR M200+Hf	0,14	9,0	10,0	12,5	—	1,7	4,7	—	1,5	—	—	0,015	0,05
	ЖС6-Ф	0,14	5,6	9,0	13(W+Mo)		6,45(A1+Ti)		1,4	1,3	V=l,0	—	0,035(B+Zr)	
	жсзо	0,15	6,0	8,5	12,8(W+Mo)		7,15(A1+Ti)		1,2	0,6	—	—	0,015(B+Zr)	
	ЖС26У	0,15	5,0	9,0	13(W+Mo)		7,1O(A1+Ti)		1,4	0,1	—	—	0,01-0,30	—
	CM247LC	0,08	8,2	9,3	9,5	0,5	0,8	5,5	—	1,5	—	3,2	0,015	0,015
	ЖС26	0,15	5,0	9,0	5-15	0,5-5	0,2-4	4,5-8	1,6	—	V=l,0	—	0,01-0,30	—
	2 поколение CM186LC	0,07	6,0	9,0	8,0	0,5	0,7	5,7	—	1,4	3,0	3,0	0,015	0,05
	PWA1426	0,10	6,5	10,0	6,5	1,7	—	6,0	—	1,5	3,0	4,0	0,015	0,05
	Rene 142	0,12	6,6	12,0	4,9	1,5	—	6,2	—	1,5	2,8	6,4	0,015	0,03
LA	ЖС28	0,15	5,0	9,0	. 8-14	0,5-2,0	—	4,5-7,0	0,5-5,0	—	2,0	—	0,01-0,10	—
Us>	ЖС32	0,15	5,0	9,3	2-10	0,5-5,0	—	4,5-8,0	1,5-5,0	—	4,0	4,0	0,01-0,30	—
						Сплавы для		монокристаллического литья						
	1 поколение Rene N4	0,05	9,0	8,0	6,0	2,0	4,2	3,7	0,05	0,15	—	4,0	0,004	—
	CMSX-2	—	8,0	5,0	8,0	0,6	1,0	5,6	—	—	—	6,0	—	—
	CMSX-3	—	8,0	5,0	8,0	0,6	1,0	5,6	—	0,10	—	6,0	—	—
	PWA1480	—	10,0	5,0	4,0	—	1,5	5,0	—	—	—	12,0	—	—
	ЖС30М	—	7,0	7,0	12,7(W+Mo)		7,2(A1+Ti)		1,0	0,001	—	—	0,004(B+Zr)	
	ЖС40	—	6,0	—	6,0-7,8	3,5-4,8	—	5,0-5,8	0,05-0,50	—	—	6,0-7,8	—	—
	2 поколение CMSX-4	—	6,5	9,0	6,0	0,6	1,0	5,6	—	0,1	3,0	6,5	—	—
	Rene N5	0,05	7,0	7,5	5,0	1,5	—	6,2	—	0,15	3,0	6,6	0,004	—
	PWA1484	—	5,0	10,0	6,0	2,0	—	5,6	—	—	3,0	8,7	—	—
	ЖС36	—	4,0	5,5	10,5-13,0	1-4	0,7-1,5	5,0-6,2		1,0	—	1,0-2,6	—	—	—
	3 поколение CMSX-1O	—	2,0	з,о	5,0	0,4	0,2	5,7	0,10	0,15	6,0	8,0	—	—
	Rene N6	0,05	4,2	12,5	6,0	1,4	—	5,75	—	0,03	5,4	7,2	0,004	—
Таблица 2.4. Длительная прочность (МПа) литейных жаропрочных сплавов с направленной
(столбчатой) и монокристаллической структурой
Сплав	Т = 900°С		Т = 1000°С	
	ст100	ст500	ст100	ст500
ЖС26	410	305	200	135
ЖС26У	410	305	200	135
жсзо	400	315	200	145
ЖС28 МОНО <001>	475	360	225	160
ЖСЗО МОНО <001>	420	325	220	165
ЖС32 МОНО <001>	495	380	255	190
ЖС36 МОНО <001>	490	390	250	190
ЖС40 МОНО <001>	440	350	240	190
MAR M200+Hf	410	—	230 (975°С)	—
CM247LC	—	221 (982°С,50 ч)		—
		138 (1038°С, 60 ч)		
В [1] указывается, что поскольку стоимость производства монокристалли-
ческих лопаток во много раз выше, чем лопаток со столбчатой структурой,
продолжается совершенствование составов жаропрочных сплавов для НК, в
частности недавно разработаны ренийсодержащие сплавы 2-го поколения. По
характеристикам жаропрочности они не уступают сплавам для монокристал-
лического литья 1-го поколения, таким как CMSX-2, PWA1480. Здесь умест-
но отметить, что отечественный жаропрочный сплав 2-го поколения для НК
ЖС32 создан на десять лет раньше зарубежных аналогов; среди сплавов этого
класса он является наиболее жаропрочным.
Необходимость повышения рабочей температуры газа перед турбиной обус-
ловила дальнейший рост содержания рения во вновь разрабатываемых спла-
вах до 8—10%; одновременно увеличивается и содержание в сплавах тантала.
Это обеспечивает повышение рабочей температуры на 100°С (в сравнении со
сплавами без рения). Подобное легирование приводит к возрастанию стоимо-
сти металла, поскольку рений является наиболее дорогим из всех используе-
мых в сплавах легирующих элементов.
Наряду со сплавами типа ЖС традиционного у/у'-дисперсионного упроч-
нения в ВИАМ разработаны также сплавы типа ВКНА интерметаллидного
класса (на основе интерметаллида Ni3Al) с высоким содержанием алюминия.
Сплавы указанной группы, обладая более высокой по сравнению с дисперси-
онно-упрочненными сплавами жаропрочностью в области температур >1100°С
и имея весьма высокую жаростойкость, уступают этим сплавам по долговечно-
сти (испытания на длительную прочность) в области температур 800— 1050°С.
Однако путем корректировки легирования этих сплавов, а также отливки их
методом НК, возможно обеспечить уровень свойств при температурах 900—
1000°С, соизмеримый со свойствами традиционно-упрочненных сплавов.
Известно, что интерметаллиды обладают ковалентной связью (в отличие
от металлической связи в сплавах типа ЖС) и поэтому они термически более
стабильны. Интерметаллидные сплавы имеют упорядоченную структуру вплоть
до начала плавления, и в них сильно развита доменная структура, границы
54
которой блокированы тонкодисперсными частицами на основе карбидов,
нитридов и др. элементов.
Этот класс сплавов применяется для изготовления литых фасонных дета-
лей газовых турбин, камер сгорания и дожигания топлива авиационных дви-
гателей (жаровые трубы, стабилизаторы пламени, створки регулируемого со-
пла, тепловые экраны, сопловые лопатки, интегральные сопловые аппараты
и др.), длительно работающих в коррозионно-активной среде продуктов сго-
рания топлива при температурах до 1250°С во всеклиматических условиях без
защитных покрытий. В отличие от традиционных жаропрочных сплавов типа
ЖС эти материалы имеют пониженную плотность (у = 7,9 г/см3), они жаро-
стойки до 1250°С и, как правило, не содержат дорогостоящих металлов -
кобальта, ниобия, тантала, рения. Структура этих сплавов термостабильна при
длительных отжигах при температурах до 1250°С, т.е. в ней не происходит
никаких структурных изменений.
Интерметаллидные сплавы типа ВКНА могут применяться для получения
отливок с равноосной, направленной столбчатой и монокристаллической
структурой, причем для каждого вида отливок разработаны соответствующие
композиции.
Химический состав литейных жаропрочных сплавов на основе интерме-
таллида Ni3Al приведен в табл. 2.5, а их длительная прочность при темпера-
турах 900, 1100 и 1200°С — в табл. 2.6.
Таблица 2.5. Химический состав, % (масс.), литейных жаропрочных сплавов на основе
интерметаллида Ni3Al, разработанных в ВИАМ
Сплав	А1	Со	Ti	W	Мо	Сг	С	В	Zr
ВКНА-4	8,5-9,5	6,0-8,0	—	1,6-2,2	2,0-3,0	4,5-5,5	0,15-0,20	0,003 1,0-1,3
ВКНА-4У	7,8-9,0	3,5-4,5	0,6-1,2	1,8-2,5	4,5-5,5	4,5-5,5	0,007-0,02	— —
ВКНА-1В	7,8-9,5	—	1,3-2,0	2,7-4,5	3,0-4,3	5-7	0,001-0,02	— _
Таблица 2.6. Длительная прочность (МПа) литейных жаропрочных сплавов на основе
интерметаллида Ni3Al с равноосной, направленной и монокристаллической
структурой
Сплав	Т =	900*С	Т =	ПОО’С	Т =	1200*С
(структура)	°Т00	а500	°Тоо	а500	°Т00	а500
ВКНА-4 (РК)	230	170	55	40	23	10
ВКНА-4У (НК)	280	200	95	70	45	28
ВКНА-4У (МОНО <111>)	380	280	НО	80	50	28
ВКНА-1В (НК)	—	—	65	45	43	30
ВКНА-1В	360	290	100	75	—	—
(МОНО <111>)
55
Другим классом материалов, способных длительно (до 50 тыс. ч) работать
в коррозионно-активных средах продуктов сгорания топлива, являются высо-
кохромистые коррозионностойкие сплавы на основе никеля. При разработке
литейных жаропрочных сплавов первого поколения с целью обеспечения
максимальной жаропрочности содержание хрома в них было понижено до 4—
10%, что обусловило их низкие коррозионные свойства. Специфические по-
вышенные требования к этим сплавам в отношении фазовой стабильности
при длительной работе и сопротивления солевой и газовой коррозии потре-
бовали увеличения содержания хрома в них до 12-22% (масс.) и соблюдения
определенного соотношения концентраций алюминия и титана: как правило,
Al/Ti > 0,7—1,0. В остальном здесь были использованы те же принципы, что
и при разработке традиционных литейных жаропрочных сплавов.
Химический состав коррозионностойких сплавов для равноосной, направ-
ленной кристаллизации и монокристаллического литья приведен в табл. 2.7.
Сплав IN738, разработанный на основе сплава IN713, содержит повышен-
ное количество хрома, при наличии в нем вольфрама и сбалансированном
содержании алюминия и титана.
Сплав IN792 (по сравнению с IN738) за счет некоторого снижения содер-
жания хрома и увеличения количества титана, вольфрама и тантала имеет
повышенную высокотемпературную прочность (сопротивление газовой корро-
зии такое же, как у сплава IN738).
Таблица 2.7, Химический состав (средние значения), % (масс.), коррозионностойких спла-
вов для равноосной и направленной кристаллизации и монокристаллического
литья
Сплав	Сг	Ti Мо	W Та А1 Со	Hf	Nb	в не ।	Zr более	с
								
ЗМИ-ЗУ	13,3	Сплавы 4,80 0,80	для равноосной кристаллизации 7,30	-	3,4	5,0				0,015			0,12
ЦНК-21	21,0	3,40 1,50	2,30	-	2,50 10,8	—	0,7	0,012	—	0,08
IN738	16,0	3,40 1,80	2,60	1,75 3,40 8,5	—	0,9	0,01	0,10	0,17
IN792	12,4	4,50 1,90	3,80	3,9	3,10 9,0	—	—	0,02	0,10	0,12
IN939	22,5	3,70	-	2,0	1,4	1,90 19,0	—	1,0	0,009	0,09	0,15
DS-16	16,0	Сплавы для направленной кристаллизации 3,5	3,0	-	3,5	3,5	5,0	1,0				0,015	0,015	0,06
DSGTD-111	14,0	5,0	1,5	3,7	3,0	3,0	9,4	0,15	—	0,010	0,05	0,10
IN792LC	12,5	3,5 1,85	4,1	4,1	3,4	9,0	1,0	—	0,015	0,02	0,08
ЦНК-7	14,8	3,9	0,4	0,85	-	3,9 8,75	—	—	0,010	—	0,08
ЖСКС-1	14,0	4,0	2,0	4,0	0,5	4,0	9,0	—	1,о	0,015	—	0,10
SC-16	16,0	Сплавы 3,5	3,0	для монокристаллического 3,5	3,5	литья		—	—	
PWA1483	12,0	4,1	1,9	3,8	5,0	3,6	9,0	0,007	—	0,003	0,0005	0,07
CMSX-11C	14,9	4,2	0,4	4,5	5,0	3,4	3,0	0,004	0,01	0,002	0,001	0,002
CMSX-11B	12,5	4,2 0,5	5,6	5,0	3,6	7,0	0,004	0,01	0,002	0,001	0,002
ЦНК-8	12,3	4,5	6,7	-	4,1	8,8	—	—	—	—	—
56
Сплав IN939 имеет более высокую стойкость к горячей газовой коррозии,
чем сплавы IN738 и IN792, но при этом прочностные свойства его несколь-
ко ниже.
Рабочая температура сплавов IN738, IN792 и IN939 при испытании на
длительную прочность за 10 000 ч и напряжении 122 МПа составляет соот-
ветственно 895, 910 и 884°С [10].
Следует отметить, что все зарубежные коррозионностойкие сплавы содер-
жат дорогостоящий тантал в количестве 1,5—5,0%. Из экономических сообра-
жений отечественные коррозионностойкие сплавы тантал не содержат или
содержат в небольших количествах (до 0,50%). Его практическое отсутствие в
сплавах компенсируется повышенной концентрацией в них вольфрама, или
суммы вольфрама и молибдена, и повышенной суммарной концентрацией
алюминия и титана. В результате по жаропрочности отечественные сплавы
не уступают зарубежным аналогам.
2. Структура и фазовый состав
жаропрочных никелевых сплавов
Жаропрочные литейные никелевые сплавы являются сложными многоком-
понентными гетерофазными системами, уровень температурной работоспособ-
ности и высокая термическая стабильность которых определяются комплек-
сом термодинамических, кинетических и структурных факторов [11]. К тер-
модинамическим факторам [12] относятся: энергия межфазных границ,
растворимость легирующих элементов в фазовых составляющих и темпера-
турная область существования упрочняющих фаз. К кинетическим — диффу-
зионная подвижность легирующих элементов в фазах и на многочисленных
поверхностях раздела. К структурным факторам — количество, размер, мор-
фология и распределение структурных составляющих, а также степень струк-
турного совершенства и многообразные внутренние поверхности раздела (гра-
ницы зерен, микропоры, межфазные поверхности раздела, субструктура и т.д.).
Структура жаропрочных сплавов, в том числе литейных, наряду с хими-
ческим составом, является одним из основных факторов, определяющих их
свойства, такие как жаропрочность, пластичность, сопротивление усталости и
другие. Поэтому получение оптимальной для данного сплава структуры явля-
ется важным условием получения требуемых свойств и обеспечения повы-
шенной работоспособности материала.
Структура никелевых жаропрочных сплавов состоит из матрицы (у-фазы),
представляющей собой сложнолегированный твердый раствор на основе ни-
келя, и у'-фазы - твердого раствора на основе интерметаллидного соедине-
ния Ni3Al. При этом высокий уровень жаропрочности обусловлен, наряду с
упрочнением у'-фазой, эффектом наибольшего упрочнения у-твердого раство-
ра легирующими элементами; главным упрочнителем является у'-фаза, части-
цы которой создают надежные препятствия для скольжения и переползания
дислокаций в условиях высокотемпературной ползучести. Основная ее часть
образуется при распаде пересыщенного у-твердого раствора; у'-фаза имеет
структуру типа Cu3Au с параметром, близким к параметру решетки у-матрицы.
57
По данным Г.И. Морозовой [13], уникальность соединения Ni3Al состоит
в том, что оно способно растворить практически все переходные элементы в
различном сочетании с сохранением высокой степени порядка и координа-
ции структуры Ы2 вплоть до температуры плавления.
В решетке Ni3Al атомы никеля занимают позиции в центре граней, а ато-
мы А1 — в углах.
Там же указывается, что при многокомпонентном легировании атомы ни-
келя замещают следующие элементы, расположенные по уменьшающейся
способности: Со, Fe, Сг, Mo, W. Вероятность же замещения атомов А1 ато-
мами элементов VI а группы возрастает в ряду Сг, Mo, W и максимальна для
элементов IVд и Na групп (Ti, Hf, Nb, Та). При этом химический состав у'-
фазы формируется^ таким образом, что среднее значение плотности валент-
ных электронов (£ ) в любом сочетании легирующих элементов соответству-
ет электронной плотности нелегированного соединения Ni3Al в области его
гомогенности и равно значению электронной плотности в пределах 8,09—8,37
эл./атом. Максимальная степень порядка соответствует стехиометрическому
составу (25% А1) и значению Е = 8,25 эл./атом. В частности, при замещении
в у'-фазе атомов А1 атомами Ti, Nb, W и т.д. активными регуляторами элек-
тронной концентрации выступают замещающие атомы никеля Со, Си и др.
Другая особенность у'-фазы связана с химическим строением, которое
обеспечивает ее существование как единого образования с минимальной энер-
гией. Реализация целого числа атомов в одной структурной единице возмож-
на лишь при наличии устойчивого сочетания л-ого количества ячеек (в кото-
рых определенным образом представлены все компоненты, входящие в у'-
фазу), объединенных единым облаком валентных электронов с оптимальной,
соответствующей соединению Ni3Al электронной плотностью. Таким образом,
по данным Г.И. Морозовой, у'-фаза есть не что иное, как полиинтерметал-
лид, который представляет собой дискретные образования с множеством эле-
ментарных ячеек.
В сложнолегированных никелевых сплавах у-фаза представляет собой
многокомпонентной твердый раствор на основе Ni с решеткой типа ГЦК.
В литейных жаропрочных сплавах могут (если целенаправленно вводится
углерод) присутствовать карбиды типа МС, М6С и М23С6. Тип карбидов и
условия их образования зависят от легирования и режимов эксплуатации.
В целом элементы, вводимые в состав жаропрочных никелевых сплавов,
распределяются между основными фазами следующим образом:
—	Со, Сг, Mo, Re входят преимущественно в состав у-твердого раствора;
—	Al, Ti, Та, Nb, Hf в основном присутствуют в у'-фазе;
—	W примерно одинаково распределяется между у-твердым раствором и
у'-фазой;
—	если в сплаве присутствуют карбиды, то они образуются с участием Ti,
Та, Nb, Hf, V, W, Мо и Сг.
При повышенном содержании W, Мо, Сг и ряда других элементов в спла-
вах могут образовываться непосредственно после литья или в процессе эксп-
луатации вредные топологически плотноупакованные (ТПУ) фазы, вызываю-
щие значительное разупрочнение сплавов и резко снижающие долговечность
работы деталей, изготовленных из этих сплавов, в условиях эксплуатации.
58
ТПУ фазы являются хрупкими электронными интерметаллическими соеди-
нениями переходных элементов. Они выделяются в форме пластин из у-твер-
дого раствора при его перелегировании Сг, Mo, W и Re. Помимо кристалли-
ческой структуры, ТПУ фазы различаются содержанием тугоплавких метал-
лов и их соотношением. Отрицательное влияние ТПУ фаз на жаропрочные
свойства сплавов проявляется в том, что они служат источником преждевре-
менного зарождения и распространения трещин, ведущих к хрупкому разру-
шению или снижению пластичности. Другая, косвенная, причина разупроч-
нения жаропрочных никелевых сплавов обусловлена тем, что ТПУ фазы свя-
зывают значительное количество основных легирующих элементов (Сг, Мо,
W, Re) и тем самым обедняют ими у-фазу, снижая эффективность твердора-
створного упрочнения. При этом изменяется в неблагоприятную сторону и
такой важный структурный параметр стабильности, как размерное несоответ-
ствие периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз.
Наиболее остро проблема фазовой нестабильности стоит для коррозион-
ностойких сплавов с высоким содержанием хрома, который входит в состав
о-фазы. Однако и в ренийсодержащих сплавах 2-го и 3-го поколений также
обнаружены ТПУ фазы.
В ренийсодержащих сплавах 2-го и 3-го поколений могут образовываться
три типа ТПУ фаз [1]: ромбоэдрическая ц-фаза, тетрагональная о-фаза и ор-
торомбическая P-фаза. Там же сообщается, что при исследовании жаропроч-
ных никелевых сплавов 3-го поколения (Rene N6, CMSX-10) обнаружен но-
вый тип фазовой нестабильности - вторичная реакционная зона (secondary
reaction zone - SRZ) в диффузионном слое под алюмидным покрытием, а
также образование колоний ячеек вдоль малоугловых границ и в дендритных
осях 1-го порядка. SRZ представляет собой трехфазную область из у'-матри-
цы и пластинчатых выделений у- и P-фаз, причем P-фаза содержит до 50%
Re и до 20% W. Движущей силой появления SRZ являются остаточные на-
пряжения в приповерхностном слое, тогда как колонии трехфазных ячеек
возникают из-за сильной ликвационной неоднородности в монокристаллах из
сплавов с высоким содержанием рения. Типичное распределение элементов
между основными упрочняющими фазами у' и у [1] приведено ниже:
Элемент.А1	Сг	Mo	W	Та	Со	Nb	Ti	Re	V	Hf
V .... 3,5	0,2	0,4	1,0	2,3	0,5	2,5	4,7	0,1	0,6	5,5
*	= С (y')/C(y), где С — концентрация z-го элемента в фазе.
Наличие у /-фазы и у-матрицы сопряженных кристаллографических ре-
шеток и близость их периодов приводят к тому, что благодаря малой поверх-
ностной энергии фазовой границы образование /-фазы при распаде твердого
раствора может происходить при весьма малых радиусах зародышей. Поэтому
выделения у'-фазы чрезвычайно дисперсны. Их размер составляет в среднем
0,3—0,7 мкм. Низкие значения энергии межфазных (у—/) поверхностей раз-
дела обусловливают также и высокую термическую стабильность образовав-
шейся структуры. Частицы /-фазы, образующиеся при распаде твердого ра-
створа, имеют в исходном состоянии форму, близкую к кубической. Извест-
59
но [14], что механизм ползучести гетерофазных жаропрочных никелевых спла-
вов не остается неизменным: при средних температурах (750—850°С) ползу-
честь определяется перерезанием дислокациями частиц у'-фазы, в то время
как в интервале температур 950—1050°С и выше значительный вклад в плас-
тическую деформацию ползучести вносят процессы диффузии, определяемые
специфической эволюцией микроструктуры.
В ВИАМ (Л.П. Сорокиной, С.Т. Кишкиным, М.Б. Бронфиным и др.)
показано, что в условиях испытаний на неустановившейся стадии ползучес-
ти, соответствующей сохранению когерентной связи частиц упрочняющей
фазы с матрицей, пластическая деформация, происходящая путем перереза-
ния дислокациями частиц у'-фазы, сопровождается образованием сложных
дефектов упаковки вычитание-внедрение. Предел кратковременной прочнос-
ти сплавов с подобной структурой остается на уровне исходного значения,
т.е. разупрочнения не наблюдается.
При температурах испытания выше 1000°С дефекты упаковки на неуста-
новившейся стадии отсутствуют, однако на некоторых межфазных поверхно-
стях наблюдаются дислокации несоответствия, свидетельствующие о частич-
ной потере когерентности между изоморфными ГЦК решетками у- и у'-фаз.
Эти дислокации возникли в результате выхода на межфазные поверхности
матричных скользящих дислокаций и являются дислокациями смешанного
типа с векторами Бюргерса (я/2) <110>, в которых преобладают 60-градусные
сегменты дислокаций.
В литом металле выделившиеся частицы у'-фазы заметно различаются по
размеру. Это обусловлено дендритной ликвацией: при кристаллизации меж-
дендритный расплав обогащается у'-образующими элементами, что приводит
к увеличенному размеру и объему у'-выделений в междендритных областях.
Термическая обработка сплавов при температуре нагрева, равной температуре
полного растворения у'-фазы (Гпр) или превышающей ее, способствует вы-
равниванию состава сплава и размеров у'-выделений.
Результаты электронно-микроскопических исследований (Л.П. Сорокина,
С.Т. Кишкин и М.Б. Бронфин) показывают, что в монокристаллах жаропроч-
ных сплавов на неустановившейся стадии ползучести плотность дислокаций
несоответствия в междендритных пространствах больше, чем в осях, причем
уже на этой стадии ползучести в междендритных областях начинается огруб-
ление частиц у'-фазы.
На II (установившейся) стадии ползучести по мере развития диффузион-
ных процессов происходит дальнейшее огрубление частиц упрочняющей у'-
фазы и продолжает нарушаться когерентная связь. Пластическая деформация
происходит теперь преимущественно за счет поперечного скольжения и пе-
реползания дислокаций. В результате образуются сетки эпитаксиальных дис-
локаций на поверхности раздела у/у'-фаз и в твердом растворе. В начальный
момент времени малоподвижные сетки дислокаций несколько затормаживают
процесс разупрочнения. Однако с увеличением их плотности разупрочнение
материала продолжается.
Наличие когерентной связи с матрицей образовавшихся при распаде твер-
дого раствора частиц у'-фазы объясняется близостью типа и параметра ее кри-
сталлической структуры аналогичным показателям у-фазы [15]. Эта связь со-
60
храняется в течение достаточно длительного времени в процессе работы спла-
ва под нагрузкой, когда при высокотемпературной ползучести кубические
частицы у'-фазы сливаются в расположенные параллельно пластины (образо-
вание так называемой «рафт-структуры»). Расположение пластин у'-фазы от-
носительно направления действия приложенного напряжения связано со зна-
ком несоответствия периодов решеток у- и у'-фаз Дау_у, = (ау - ау,) / ау, где
ау и ау1 — периоды решеток у- и у'-фаз соответственно [16], а также со зна-
ком несоответствия модулей упругости Е у-твердого раствора и у'-фазы:
т = ^ -£^,/0,5 (Еу - Еу,). При Дау_у, > 0, т > 0 и о >0 сращивание кубичес-
ких частиц в пластины протекает таким образом, что широкие границы пос-
ледних ориентированы перпендикулярно направлению приложенного напря-
жения. При изменении знака одного из этих параметров пластины распола-
гаются вдоль оси действующей нагрузки [14].
«Рафт-структура» в условиях приложения внешней нагрузки представляет
собой термодинамически более равновесную систему, поскольку уровень меж-
фазной поверхностной энергии в ней ниже, чем в структуре с кубическими
дисперсными выделениями у'-фазы. Время образования «рафт-структуры» раз-
лично и зависит от температуры эксплуатации сплава, величины действую-
щей нагрузки, уровня несоответствия параметров кристаллических решеток у-
и у'-фазы и др.
В [14] указывается, что «рафт-структура» нормального типа (образующиеся
пластины у'-фазы перпендикулярны оси приложенного напряжения) образу-
ется на неустановившейся стадии ползучести в течение нескольких часов и
скорость ее образования возрастает с повышением температуры, увеличением
напряжения и параметра Да.
Следует отметить, что в монокристаллических сплавах, в которых отсут-
ствуют частицы карбидов и у'-фазы эвтектического происхождения, «рафт-
струкгура» является более совершенной и в меньшей мере подвержена ло-
кальным изменениям, обеспечивая более низкий темп разупрочнения мате-
риала. Это хорошо видно при рассмотрении микроструктур различных
сплавов, представленных в работе [9] (рис. 2.5).
Упрочняющая у'-фаза в монокристаллических сплавах имеет более высо-
кую термическую стабильность и температуру полного растворения, чем в
сплавах аналогичного состава, но содержащих углерод в качестве легирующе-
го компонента [9].
В соответствии с результатами исследований Л.П. Сорокиной с соавтора-
ми возрастание плотности дислокаций по границам зерен до 7 • 109 см-2 при-
водит к зарождению микротрещин, которые в дальнейшем являются стоком
для вакансий и вновь образовавшихся дислокаций. В результате увеличива-
ются размеры микротрещин, при этом плотность дислокаций остается прак-
тически постоянной в конце установившейся стадии ползучести.
При исследовании структуры монокристаллов, выращенных в направлении
[001] при приложении нагрузки в [001], на всех стадиях ползучести при тем-
пературах испытания 1000, 1100°С плотность дислокаций р в межосных про-
странствах больше, чем в осях дендритов, и в конце установившейся стадии
ползучести р > Ю10 см-2. Таким образом, межосные пространства монокристал-
лов являются ослабленными местами с точки зрения сопротивления ползучести.
61
Рис. 2.5. Микроструктура никелевых жаро-
прочных сплавов направленной кристал-
лизации {а — хЗООО) и монокристалличес-
ких (б, в — х 10000): а, б — в исходном
состоянии; в — после испытаний на вы-
сокотемпературную ползучесть
В поликристаллах разрушение начинается по границам зерен около кар-
бидов, в углеродистых монокристаллах — также около карбидов, но распола-
гающихся в межосных участках, а в безуглеродистых сплавах — по межос-
ным пространствам.
Суммарная концентрация у'-образующих элементов в современных высо-
кожаропрочных литейных сплавах стала настолько велика, что в их структу-
ре у некоторых сплавов наблюдаются частицы у'-фазы эвтектического про-
исхождения, образующиеся непосредственно из расплава (рис. 2.5, а). Эти
частицы значительно крупнее (10—50 мкм), и роль их в механизме упрочне-
ния сплавов иная, чем та, которую играют высокодисперсионные выделения
у'-фазы.
Эвтектическая у'-фаза, расположенная в межосных пространствах, отлича-
ется по составу от вторичной у'-фазы: она обогащена элементами с прямой
ликвацией (Ti, Nb, Hf) и обеднена элементами с обратной ликвацией (W).
Дендритная кристаллизация и ликвация элементов, образующих у'-фазу, в
межосные пространства приводят к тому, что в современных высокожаро-
прочных сплавах значительная часть эвтектики у—у' является неравновесной,
ее количество в сплавах одного и того же состава, но отлитых при различ-
ных условиях кристаллизации (равноосная или направленная), меняется.
Наличие эвтектической у'-фазы является одной из причин структурных изме-
нений, протекающих в сплавах при высоких температурах.
62
Согласно [17] степень дисперсности эвтектической у'-фазы зависит как от
скорости охлаждения в твердожидкой зоне, где возникают зародыши эвтек-
тики, так и от диффузии в твердом состоянии, контролирующей гетероген-
ный рост этих зародышей.
Авторадиографическими, электронно-микроскопическими и микрорентге-
носпектральными исследованиями показано, что наличие эвтектики у—у' уве-
личивает диффузионную проницаемость по всему объему сплава. Эвтектичес-
кая у'-фаза в отличие от вторичной у'-фазы не связана когерентно с матри-
цей. Исследования дислокационной структуры в процессе испытаний сплава
на длительную прочность при высоких температурах показали, что основным
упрочнителем является не эвтектическая, а вторичная у'-фаза [18].
Большое значение как упрочняющая фаза имеют карбиды. Большей час-
тью они образуются из жидкости при температурах, близких к температуре
солидус, и располагаются между осями дендритов, что обусловливает их спе-
цифическую морфологию в форме так называемых китайских иероглифов.
Как правило, при кристаллизации из жидкости образуются карбиды типа МС.
Почти все /-образующие элементы (Ti, Nb, Hf, Та, Zr, V и др.) способны
образовывать карбиды типа МС, имеющие довольно широкую область взаим-
ной растворимости. МС-карбиды могут иметь и округлую форму, если тем-
пература их образования достаточно высока (заметно выше температуры со-
лидус), — например, карбиды типа (Nb, Hf, Ti)C или если карбиды этого
типа образуются в твердом состоянии на границах и внутри зерен.
Карбиды играют существенную роль в упрочнении никелевых жаропроч-
ных сплавов. Их особая ценность заключается в том, что они, будучи зна-
чительно более термостабильными по сравнению с частицами у'-фазы, вно-
сят свой вклад в прочность сплавов при температурах выше границы ра-
створимости высоко дисперсных у'-выделений. Это обстоятельство очень
важно для литейных никелевых жаропрочных сплавов, поскольку при от-
ливке таких сложных деталей, как охлаждаемые лопатки ГТД, в закристал-
лизовавшемся металле из-за разницы температурных коэффициентов ли-
нейного расширения материалов формы, стержня и сплава, а также из-за
определенной неравномерности охлаждения возникают термические напря-
жения, которые могут привести к образованию горячих трещин. С этой
точки зрения карбиды представляют собой весьма значительный фактор
упрочнения при температурах выше 1200°С, когда количество у'-фазы в
сплавах существенно уменьшается.
Вопрос о целесообразности карбидного упрочнения никелевых жаропроч-
ных сплавов продолжает все же оставаться дискуссионным. Имеются работы,
в которых предпринята попытка заменить карбидное упрочнение боридным.
Однако бориды по сравнению с карбидами — термодинамически менее
устойчивые соединения. Следует ожидать, что в соответствии с известными
теоретическими представлениями бориды должны эффективно повышать жа-
ропрочность при средних температурах, внося существенный вклад в диспер-
сионное упрочнение. В области высоких температур, около 0,87^ и выше,
по-видимому, рациональнее карбидное упрочнение.
Упрочняющее влияние карбидов носит сложный характер. С одной сто-
роны, карбиды, располагаясь по границам зерна или внутри него, выполня-
63
ют модифицирующие функции, способствуя измельчению зерен и препят-
ствуя рекристаллизации при высоких температурах. Они упрочняют как
само зерно, так и его границы, тормозя диффузионные процессы и мигра-
цию дислокаций, повышая тем самым термостабильность сплавов. Поло-
жительная роль карбидов может заключаться также и в их рафинирующем
действии в сплаве. При образовании карбидов в них концентрируются та-
кие вредные для никелевых жаропрочных сплавов элементы, как S и Р,
Sb. С другой стороны, выделяясь в неблагоприятной грубой дендритной
форме или в виде непрерывных сеток по границам зерен, они могут пони-
жать пластичность и приводить к уменьшению сопротивляемости разруше-
нию, являясь концентратором напряжений и источником зарождения тре-
щин.
В сложнолегированных никелевых жаропрочных сплавах образуются кар-
биды типа МС, М23С6 и М6С. Общее количество карбидов, их тип и ста-
бильность определяются легированием — содержанием углерода и сильных
карбидообразующих элементов (тантала, гафния, ниобия, титана и др.), а
также концентрацией и соотношением других, но менее сильных карбидо-
образователей (хрома, вольфрама и молибдена) в сплаве. Кроме того, коли-
чество образующихся в результате высокотемпературных реакций карбидов в
сплаве зависит от режимов термической обработки, температурно-временных
условий эксплуатации и уровня действующих напряжений.
Морфология карбидов, а также их размер в основном зависят от условий
кристаллизации и легирования.
1.	Карбиды МС являются наиболее прочными и достаточно стабильны-
ми фазами. При карбидных реакциях в сплавах они служат основным ис-
точником углерода, поскольку более богаты этим элементом по сравнению
с другими карбидами. Они устойчивы примерно до 1300°С [18]. Карбиды
МС располагаются по границам зерен и внутри них, часто в междендрит-
ных пространствах. Атомы различных металлов могут замещать друг друга,
образуя, например, (Ti,Nb)C. В состав карбидов МС в реальных сплавах
входят W и Мо, а также в незначительных количествах Ni и Сг. При этом
ослабляются силы связи в карбидах типа МС и могут происходить реак-
ции распада, ведущие к образованию карбидов других типов. Ниобий и
тантал как сильные карбидообразователи способствуют стабилизации карби-
дов типа МС.
Скорость кристаллизации оказывает большое влияние на морфологию об-
разующихся карбидов типа МС. Снижение темпа охлаждения при кристалли-
зации сплава приводит к тому, что ветвление дендритов становится более
грубым, а размер частиц карбидной фазы увеличивается.
С повышением степени легированное™ (увеличение числа и количества
легирующих элементов) сплавов усложняется состав и изменяется форма кар-
бидов. Так, в высоколегированном сплаве ЖС6-Ф наблюдаются 3 вида мор-
фологии карбидов типа МС [19]: «китайские иероглифы» МС(1) на основе
(Ti,Nb)C и МС(2) на основе (Nb,Hf,Ti)C; а также ограненные МС(1) — на
основе (Ti,Nb)C. Все эти карбиды являются первичными, причем температу-
ра образования ограненных карбидов выше (1340—1360°С), чем у «китайских
иероглифов» (1280—1340°С).
64
Форма первичных карбидов существенно влияет на пластические характе-
ристики литейных жаропрочных сплавов. В случае образования в структуре
преимущественно «китайских иероглифов» пластичность сплава будет ниже,
чем в случае образования ограненных, округлых карбидов.
Размеры карбидов также могут влиять на свойства жаропрочных сплавов.
Так, крупные карбиды на границах зерен снижают сопротивление усталости
литейных жаропрочных сплавов. Такие карбиды служат источниками напря-
жений, возникающих в матрице в процессе затвердевания вследствие разни-
цы в температурных коэффициентах линейного расширения, а также явля-
ются источниками концентрации напряжений в матрице под нагрузкой
вследствие разности модулей упругости карбида и матрицы.
Карбиды могут разрушаться в процессе деформации на разрыв или при
термоциклических испытаниях, при этом они являются источником зарожде-
ния трещины, приводящей к разрушению по границам зерен. Растрескивание
карбидов МС является причиной образования усталостной трещины как при
комнатной, так и при повышенных температурах.
Известно, что в высокожаропрочных сплавах при температурах >900°С кар-
биды МС могут превращаться в игольчатые двойные карбиды М6С. Исследо-
вание механических свойств сплава ЖС6-Ф-НК показало, что присутствие
большого количества карбидов М6С, являющихся дополнительными концен-
траторами напряжения, снижает предел выносливости гладких образцов при
900°С примерно на 10 %, а предел текучести при 20°С — до уровня, прису-
щего равноосной структуре [20].
Очевидно, что чем медленнее развиваются процессы коагуляции и ра-
створения упрочняющих фаз, а также выпадения новых нежелательных фаз,
тем выше свойства сплавов и тем дольше они сохраняют работоспособность
в условиях повышенных температур и напряжений.
Положительное влияние Та на механические свойства никелевых сплавов
объясняется не только тем, что он упрочняет у-твердый раствор и у'-фазу, но
также и тем, что при легировании этим элементом образуется первичный
монокарбид ТаС, более прочно связанный с матрицей по сравнению с други-
ми карбидами. С повышением концентрации Та в сплаве он принимает бо-
лее интенсивное участие в образовании карбида МС, вытесняя из него час-
тично Ti, W, Мо.
2.	Карбиды М23С6, присутствующие в сплавах с умеренным или высоким
содержанием Сг, образуются во время низкотемпературной обработки и эк-
сплуатации вследствие распада карбидов МС. Они устойчивы до температур
примерно 1050°С. Располагаются обычно по границам, иногда вдоль линий
двойников, на дефектах упаковки и концах двойников, могут являться цен-
трами зарождения пластин о-фазы. В их состав входят также Мо и W. Кар-
биды М23С6 вследствие склонности к образованию сеток по границам зерен
оказывают сильное отрицательное влияние на предел длительной прочности.
Разрушение начинается или с разрыва самих зернограничных частиц М23С6,
или с нарушения сил связи на поверхности раздела М23С6/у-фаза (что сви-
детельствует о недостаточной прочности границы раздела карбид—матрица).
Образование карбидов М23С6 происходит в результате взаимодействия МС-
карбидов с окружающей у-матрицей по реакции
3 — 1051
65
МС + у -> М23С6+ Y .	(2.1)
Эта реакция большей частью протекает по границам зерен (это объясняется
тем, что диффузия по границам зерен идет значительно быстрее и здесь легче
происходят фазовые превращения). Наиболее неблагоприятным для работоспо-
собности сплавов является образование жесткого непрерывного (или прерыви-
стого) каркаса по границам зерен из карбидов М23С6 без оторочки из у'-фазы.
3.	Карбиды М6С образуются в сплавах с более высоким содержанием ту-
гоплавких элементов W и Мо; выделяются как по границам зерен, так и
внутри них. Они стабильны при более высоких по сравнению с карбидом
М23С6 температурах (до 1250°С).
Образование карбидов М6С происходит по реакции
МС + у -> М6С + у' 	(2.2)
Карбиды М6С могут возникать и из расплава.
На процесс образования карбидов М6С оказывают влияние и такие эле-
менты, которые не образуют самостоятельных карбидов, но могут изменять
растворимость как углерода, так и других карбидообразующих элементов. К
этим элементам относится, в частности, А1.
Образующиеся из жидкости крупные полиэдрической формы карбиды М6С
могут являться дополнительными концентраторами напряжений. В частности,
при определенных режимах НК сплава ЖС6-Ф в поверхностных слоях отли-
вок (на глубине до 50—80 мкм) образуются остроугольные кристаллы карби-
дов М6С. Эти карбиды существенно (почти в два раза) снижают сопротивле-
ние усталости сплава и затрудняют нанесение защитных покрытий.
Для выяснения механизма образования М6С из расплава, с помощью мик-
розонда был изучен состав у'-фазы эвтектического происхождения, также
образующейся из жидкости и располагающейся рядом с карбидами М6С в
междендритных участках, при переменном содержании у'-образующих элемен-
тов - Al, Ti, Nb, V.
Микрозондовые исследования показали [11], что Ti, Nb, Hf, являющиеся
не только сильными карбидообразующими, но и весьма активными /-образу-
ющими элементами, при повышенном содержании их в сплаве заметно обо-
гащают междендритные пространства, образуя, в первую очередь, у'-фазу эв-
тектического происхождения, в которой концентрация этих элементов весьма
высока, a W (вследствие уменьшения его растворимости в у'-фазе) — низка.
В результате эвтектическая у'-фаза при своем формировании из жидкости
обедняет прилегающие к ней участки у'-образующими элементами и обога-
щает их W, что и делает возможным формирование двойного карбида Ni3W3C
рядом с эвтектической составляющей.
При изучении сплава ЖС6-Ф-НК установлено, что увеличение в нем кон-
центрации А1 приводит к повышению содержания двойных карбидов от край-
не малого до значительного их количества. Очень крупные (20—30 мкм) ог-
раненные выделения двойных карбидов наблюдаются при повышенном со-
держании в этом сплаве А1 и Ti одновременно.
Увеличение концентрации углерода от 0,02 до 0,1% (масс.) приводит к
тому, что частицы карбидов округлой формы заменяются ограненными час-
66
тицами неправильной формы. При содержании 0,17% (масс.) углерода в
структуре сплава появляются карбидные фазы, имеющие шрифтовую морфо-
логию.
Легирование никелевых жаропрочных сплавов гафнием вызывает относи-
тельное уменьшение объемной доли выделений карбидов шрифтовой морфо-
логии. При этом значительная часть карбидов МС образуется при высокой
температуре, когда возможен их достаточно свободный рост. Кроме того,
образовавшиеся в первую очередь частицы карбидов (Nb,Hf,Ti)C являются
дополнительными центрами кристаллизации карбидов на основе (Ti,Nb)C, что
облегчает условия зарождения последних и, следовательно, также способству-
ет выделению карбидов в более благоприятной форме в виде ограненных
частиц [19, 21].
Не все вводимые в жаропрочные никелевые сплавы РЗМ (церий, лантан,
иттрий и др.) с целью модифицирования структурных составляющих способ-
ствуют измельчению и образованию карбидов МС округлой морфологии.
Установлено, что в сплаве с добавками иттрия выпадение карбидов начи-
нается при более высоких температурах (близких к ликвидусу), чем в спла-
вах без добавок и с добавками лантана, в которых температура выпадения
карбидов находится вблизи солидуса. Различия в температурных интервалах
образования карбидов приводят к дифференциации их морфологии: округ-
лой — в случае высокотемпературной модификации (с добавками Y) и шриф-
товой низкотемпературной модификации, обусловленной стесненным ростом
в условиях, когда практически вся жидкость уже закристаллизовалась (без
добавок и с добавкой La). Более подробно эти закономерности рассмотрены
в главе 3.
Следует отметить, что в современных высокожаропрочных никелевых спла-
вах, предназначенных для литья методом направленной кристаллизации, кар-
биды либо отсутствуют вовсе, либо присутствуют в весьма незначительных
количествах. Вызвано это в первую очередь тем, что углерод хотя и способ-
ствует упрочнению материала, в особенности при высоких температурах, в то
же время весьма сильно снижает температуру плавления никелевых сплавов,
ограничивая, таким образом, возможный рост рабочих температур. Поэтому
одним из направлений совершенствования легирования жаропрочных сплавов
стал полный отказ от карбидного упрочнения (что привело к резкому возра-
станию температур плавления от 1280~1300°С до 1360-1400°С и более) при
одновременном введении в составы сплавов существенно большого количе-
ства элементов, обеспечивающих снижение диффузионной подвижности и,
таким образом, повышающих высокотемпературную стабильность дисперсных
выделений упрочняющей у'-фазы.
Однако в последнее время эта точка зрения претерпела некоторые изме-
нения. Полное отсутствие в сплавах углерода (и карбидов соответственно)
снизило прочностные характеристики их в интервале температур, близких к
солидусу, что в условиях усложнения геометрии современных охлаждаемых
лопаток привело к возникновению горячих трещин. Кроме того, субграницы
монокристаллов оказались недостаточно упрочненными. Это не только осла-
било их, но и сделало возможным появление равноосных зерен внутри моно-
кристаллов.
3*
67
Поэтому в последних предложенных композициях особожаропрочных ни-
келевых сплавов содержание углерода составляет 0,03—0,06%. Такая концент-
рация углерода, с одной стороны, не вызывает очень сильного снижения
температуры плавления, а с другой стороны, способствует упрочнению у-твер-
дого раствора и малоугловых границ в монокристаллах, обеспечивая создание
весьма устойчивых субструктур.
Рост концентрации тугоплавких элементов, в частности вольфрама, в со-
временных высокожаропрочных сплавах привел также к появлению в их
структуре самостоятельных фаз на основе вольфрама, рения и др., образую-
щихся непосредственно в сплаве. Эти фазы располагаются в междендритных
областях, как правило, рядом с частицами у'эвт и М6С, закристаллизовавши-
мися из жидкости.
При микролегировании сплавов бором значительная часть его атомов,
уходя на границы зерен, образует самостоятельные боридные фазы или
(совместно с углеродом) карбоборидные эвтектические включения. Эти
выделения тормозят диффузионные процессы при повышенных темпера-
турах и тем самым улучшают работоспособность сплавов. Однако при
высоких температурах они могут являться причиной оплавления по гра-
ницам зерен, поскольку боридные фазы и карбоборидные эвтектики име-
ют относительно низкую температуру плавления. Поэтому важно доста-
точно точно дозировать концентрацию микролегирующих добавок, в част-
ности бора.
Другие фазы, присутствующие в структуре литейных жаропрочных нике-
левых сплавов, кроме у', карбидов и ТПУ, — это интерметаллиды Ni3Nb,
Ni3Ti и Ni3Ta, образующиеся в сплавах при повышенном содержании соот-
ветственно Nb, Ti и Та. Их образованию могут также способствовать и дру-
гие элементы, входящие в состав у- и у'-фаз и инициирующие появление на
базе указанных выше металлов самостоятельных соединений. Условия их об-
разования определяются уровнем и характером легирования.
Указанные фазы достаточно подробно исследовались при изучении влия-
ния легирования на структуру и свойства разработанных отечественных спла-
вов. Следует отметить, что эти фазы либо являются менее эффективными
упрочнителями по сравнению с у'-фазой и карбидами, либо, выделяясь в виде
пластин, резко снижают сопротивление сплавов разрушению при высокой
температуре и оказывают при этом значительное отрицательное влияние на
пластичность и ряд других характеристик.
В жаропрочных никелевых сплавах о-фаза имеет химический состав,
описываемый формулой (Cr,Mo)x(Ni,Co)y, где х и у могут изменяться в
пределах от 1 до 7 [22]. Кристаллическая структура о-фазы относится к
тетрагональной системе со сложной элементарной ячейкой, содержащей 30
атомов.
Структура о-фазы близка к структуре карбида М23С6. Кристаллические
решетки о-фазы и карбида М23С6 когерентны, так что о-фаза часто зарожда-
ется на выделениях карбида М23С6
В основу электронной теории легирования жаропрочных никелевых спла-
вов положена не электронная концентрация, а обратная величина — число
электронных дырок (число незаполненных электронных состояний).
68
Если считать, что концентрация электронных дырок в аустенитной матри-
це сплава является аддитивным свойством, то среднее число дырок в расчете
на атом матрицы Nv будет равно
Nv = 4,66 (Сг + Мо + W) + 3,66 (Мп + Re) + 2,22 (Fe) + 1,71 (Со) + 0,61 (Ni),
где в скобках — содержание легирующих элементов в твердом растворе (мат-
рице), из которого может выделиться о-фаза. Концентрации элементов выра-
жены в атомных долях.
Оценка концентрации электронных дырок была положена в основу расче-
тов фазового состава жаропрочных никелевых сплавов с применением ЭВМ.
Первый промышленный метод оценки концентрации электронных дырок
получил название РНАСОМР, — он широко применяется на зарубежных фир-
мах, изготавливающих и потребляющих жаропрочные сплавы, для характери-
стики каждой плавки (наряду с контролем химического состава и механичес-
ких свойств металла).
Этот метод применяется не для поиска оптимальных составов сплавов, а
для определения тех сочетаний легирующих элементов внутри марочного со-
става промышленных сплавов, которые делают конкретную плавку потенци-
ально опасной с точки зрения склонности ее в эксплуатационных условиях к
охрупчиванию вследствие образования пластинчатых о- и ц-фаз.
Метод РНАСОМР основан на практическом использовании известного
факта: о-фаза является интерметаллидным соединением и образуется из аус-
тенитной матрицы в интервале составов, характеризуемых определенными
значениями концентраций электронных вакансий. Сущность его заключается
в расчете состава у-матрицы изучаемого сплава и определении для этого со-
става значения среднего числа электронных вакансий Nv. Если получаемая
величина Nv > 2,49, то сплав считается склонным к образованию о-фазы.
При расчете аустенитной матрицы принимают, что: каждый входящий в
нее элемент характеризуется своим постоянным значением концентрации
электронных вакансий Nvi; сплав находится в состоянии равновесия и все
ожидаемые в сплаве фазы образовались; Nv является линейной функцией
состава матрицы. В расчете принимается ряд других допущений.
Лежащие в основе метода теоретические предпосылки и допущения не
вполне корректны. Именно это обстоятельство является причиной того, что
достаточно хорошо подогнанная для анализа какой-либо одной марки сплава
программа, основанная на методе РНАСОМР, не обеспечивает получение
правильных результатов при применении ее к другой марке; в настоящее
время для каждого сплава разрабатывается своя программа, учитывающая осо-
бенности его фазового состава.
Заложенные в методе общие предпосылки не дают оснований утверждать,
что даже при правильно установленном составе аустенитной матрицы о-фаза
будет образовываться при строго определенном значении Nv, по следующим
причинам.
1.	Расчет, основанный на постоянном, характерном для каждого элемента
значении концентрации электронных вакансий Nv, недостаточно корректен.
Валентность атомов переходных металлов при введении их в решетку, состо-
ящую из чужеродных атомов, изменяется в результате взаимодействия с по-
69
лем решетки. Предположение о линейной связи Nv с составом матрицы не
является обоснованным.
2.	Предположение о том, что сплав находится в состоянии равновесия,
достаточно уязвимо. В сплаве при работе в условиях высоких температур и
напряжений постоянно идут процессы изменения его фазового состава и
структуры, которые в значительной степени определяют ресурс материала. Это
обстоятельство является достаточно важным, поскольку метод РНАСОМР ис-
пользуется для выявления возможности образования о-фазы после длитель-
ной (500—5000 ч и более) работы материала в условиях эксплуатации, т.е.
тогда, когда фазовый состав сплава может заметно отличаться от исходного,
используемого в расчете.
3.	Существенным недостатком общих предпосылок, лежащих в основе
метода, является то, что состав матрицы считается средним и одинаковым во
всех объемах сплава. Между тем работоспособность жаропрочных материалов
в значительной мере определяется не общим (средним) фазовым составом и
структурой, а состоянием локальных наиболее уязвимых участков. После дли-
тельных выдержек о-фаза развивается в сетку пластин в первую очередь в
междендритных областях, исходный состав которых отличается от среднего
состава у-матрицы и зависит от условий кристаллизации. В никелевых жаро-
прочных сплавах в процессе ползучести развивается сегрегация, обусловлен-
ная различной скоростью диффузионных потоков разных элементов. Поэто-
му результаты расчетов могут оказаться более достоверными, если они будут
применяться не к среднему составу матрицы, а к составу наиболее опасных
в этом отношении микрообьемов у-фазы, расположенных в междендритных
областях.
В настоящее время широкое распространение получил метод прогнозиро-
вания фазовой стабильности сплавов, основанный на расчете параметров
электронной структуры металлов, — так называемый ЛИ-метод. Усредненные
значения параметра электронной структуры сплавов рассчитываются по
формуле
Md = SCZ(AWOZ,
где (Md^ — энергетический _уровень rf-орбиталей /-го компонента сплава.
При ограничении значения Md жаропрочного никелевого сплава критичес-
кой величиной 0,985 количество первичной у'-фазы может быть сведено до
нуля; для предотвращения^выделения ТПУ фаз из у-твердого раствора долж-
но выполняться условие Mdy <_0,930, а минимальное содержание с^-фазы на-
блюдается при ограничении Md для суммы элементов Та и W в сплаве ве-
личиной 1,105.
Однако практика использования Mrf-метода для прогнозирования фазовой
стабильности широкого круга жаропрочных никелевых сплавов показала, что
этот метод, так же как и метод РНАСОМР, дает желаемый результат_в том
случае, если, во-первых, имеются данные о критических значениях Md для
разных систем легирования никелевых сплавов и, во-вторых, при учете вли-
яния общего химического состава системы на Mdt каждого из компонентов
сплава. Здесь уместно отметить, что сведения об указанных параметрах мно-
гокомпонентных никелевых сплавов в литературе отсутствуют.
70
В [23] была обнаружена закономерность формирования. химического со-
става у'/у-матрицы многокомпонентных никелевых сплавов при переходе их
в стабильное фазовое состояние. Сущность ее заключается в стремлении си-
стемы поддержать предельную совместную растворимость элементов в ГЦК-
решетке никеля в соответствии с линейной зависимостью между средней
атомной массой (Ло) и концентрацией валентных электронов (Ео) металли-
ческих компонентов у0-матрицы (^-электроны А1 и ds-электроны переходных
элементов). Эта зависимость представлена уравнением
Ёо = 0,036 Ао + 6,28,
которое отражает баланс сил, ответственных за стабильность никелевой мат-
рицы в условиях предельного насыщения ее легирующими элементами. Зна-
чения Ао и Ео определяли по химическому составу у0, который устанавливали
по разнице содержаний элементов в сплаве и избыточных фазах (ИФ) при
условии проведения химического и фазового анализа на одном образце. Со-
держание элементов в ИФ, а также их кристаллическую структуру определя-
ли методом физико-химического фазового анализа, основанного на электро-
химическом изолировании ИФ с последующим химическим и рентгенострук-
турным анализом изолята.
Для реального сплава несбалансированного химического состава это урав-
нение имеет вид:
Ёс = 0,0364 + (6,28 ± Д£).
Величина и знак дисбаланса легирования (Д£) определяют характер фазо-
вых реакций, направленных на его компенсацию путем освобождения у0-мат-
рицы от «лишних» элементов, нарушающих баланс легирования, связыванием
их в избыточные фазы.
Значение Д£ = 0 соответствует предельной растворимости элементов в спла-
ве равновесного состояния при нормальных условиях и минимуму свободной
энергии Гиббса (Д(7 = 0), что исключает образование избыточных фаз. При
этом возникает особоустойчивое состояние сплава в определенном интервале
возмущающих параметров (о, t) вплоть до температуры солидуса. С повыше-
нием температуры сбалансированная система претерпевает лишь обратимые из-
менения в степени порядка ГЦК-структуры никелевой матрицы, что выражает-
ся в количественном соотношении у'- и у-фаз, а также в некотором изменении
их химического состава в связи с перераспределением элементов между ними.
Отклонение Д£ от нулевого значения свидетельствует о предпереходном
метастабильном состоянии системы и возможных фазовых превращениях с
образованием гетеротипных соединений (о, ц, W6C и др.) в сплавах с отри-
цательным дисбалансом (—ДЕ) и с образованием гомеотипных соединений на
основе Ni3Ti, Ni3Nb, а также кластерных образований на основе фазы Ni3Al
в сплавах с положительным дисбалансом (+ДЕ). Уравнение позволяет уста-
новить предельно допустимую степень отклонения от разрешенного уровня
легирования, превышение которой влечет потерю фазовой стабильности и
снижение служебных характеристик.
Установленная зависимость лежит в основе правила сбалансированного
легирования, с помощью которого путем несложных расчетов по величине и
71
знаку дисбаланса можно прогнозировать образование вредных для сплава
соединений и сегрегаций элементов. Оценка фазовой стабильности с помо-
щью этого правила имеет ряд преимуществ перед методом Факомп и его
разновидностями.
Предложенный качественно новый подход к пониманию фазовых превра-
щений и оценке их направленности и интенсивности может получить даль-
нейшее развитие применительно к различным металлическим системам и
позволит сблизить теорию и практику физики металлов в изучении фазовых
состояний сложных систем легирования.
3. Структурная стабильность и жаропрочность1
Основная проблема в металловедении — это изучение характера и стабиль-
ности структуры и ее связи со свойствами. По мере развития науки о метал-
лах и физических методах исследования ответ на этот вопрос постоянно ус-
ложняется.
Во-первых, потому, что понятие структуры становится все более сложным:
возрастает «степень микроскопичности» исследуемых элементов структуры,
важным становится учет отклонений структуры от идеальности, состава от
однородности и знание элементарных процессов, контролирующих структур-
ные и фазовые изменения.
Во-вторых, постоянно меняется значение определенных свойств. В конеч-
ном счете практику интересуют служебные свойства, оценка которых по ла-
бораторным испытаниям становится все более сложной. Но независимо от
того, какое содержание вкладывается в понятия «структура» и «свойства»,
связь между ними остается главной задачей металловедения.
Современные сплавы представляют собой сложные образования по хими-
ческому и фазовому составу, по структуре. Совместными усилиями металло-
ведов, металлургов, специалистов в области деформации рождается сплав,
который при данной структуре обеспечивает требуемый комплекс свойств.
Однако заданная структура еще не гарантия успеха. В процессе работы сплав
должен противостоять внешним воздействиям. И здесь выступает узловой в
проблеме «структура и свойства» вопрос — структурная стабильность сплава.
Именно она существенным образом определяет надежность и долговечность
сплава. И хотя проблема прочности или жаропрочности включает много ас-
пектов, главный — структурная стабильность.
Ситуация не простая, поскольку нужная структура не является термодина-
мически устойчивой, - скорее, наоборот. При этом надо иметь в виду два
типа нестабильности: внешнюю — обусловленную взаимодействием между
сплавом и извне приложенными потенциальными полями (напряжений, тем-
пературы, электрическими, ультразвуковыми и т.д.), и внутреннюю нестабиль-
ность. Последняя возникает из-за особенностей фазового и структурного со-
стояния сплава: например, из-за наличия поверхностей раздела — границ зе-
1 При написании настоящего раздела авторы сочли необходимым использовать некоторые,
актуальные по нашему мнению и сегодня, материалы С.Т. Кишкина и |С.З. Бокштейна|.
72
рен и фаз, субграниц, внешней поверхности, создающих избыточную повер-
хностную энергию; наличия дисперсных частиц, которым свойственны про-
цессы сфероидизации и коагуляции; присутствия метастабильных фаз, напри-
мер пересыщенных твердых растворов; наличия дефектов структуры — дисло-
каций, избыточных вакансий; возникновения нестабильности, связанной с
подходом систем к фазовому превращению, появлением новых фаз, и др. Во
всех этих случаях система, естественно, стремится перейти в более стабиль-
ное состояние.
Таким образом, фазовая и структурная стабильность определяет меру со-
хранения свойств сплава, темп разупрочнения в условиях внешнего воздей-
ствия (напряжений, температуры, агрессивной среды), т.е. в условиях эксплу-
атации.
Стабильность фаз и структуры наиболее полно можно оценить, исследуя
совместно термодинамические и кинетические свойства, т.е. параметры, оп-
ределяющие равновесие, и параметры, контролирующие скорость процессов,
ведущих к структурным изменениям, в особенности процессов диффузии и
дислокационных реакций.
Сложность состоит в том, что повышение свойств требует увеличения
легированности (суммарная концентрация легирующих элементов в современ-
ных жаропрочных сплавах может достигать 40—50%), что приводит обычно к
повышению термодинамической неустойчивости и развитию процессов, обус-
ловливающих изменение структуры и свойств.
Отметим два важных аспекта структурной стабильности. Во-первых, это
понятие, важное для всех сплавов, приобретает особое значение для матери-
алов, работающих в условиях высоких температур, когда интенсивно разви-
ваются диффузионные процессы, дополнительно ускоряющиеся в условиях
воздействия напряжений и деформаций. Нередко приходится прибегать к
компромиссу в угоду структурной стабильности — выбирать состав и струк-
туру, обеспечивающие не самые высокие исходные характеристики, но ми-
нимальный темп их снижения за счет уменьшения термодинамических «сти-
мулов» и кинетических (диффузионных) возможностей структурных измене-
ний. Во-вторых, само понятие структурной стабильности не всегда может
быть однозначным в условиях комплексного воздействия различных факто-
ров. Так, стабильность при воздействии высоких температур и напряжений
не обязательно означает стабильность при взаимодействии с рабочей атмос-
ферой, поскольку поверхностный слой должен удовлетворять и другим спе-
цифическим требованиям. Поэтому, чтобы обеспечить максимальный ресурс
с точки зрения жаропрочности и жаростойкости одновременно, приходится
порой принимать компромиссное решение и применять, например, защит-
ные покрытия.
В связи с этим проблему структурной стабильности важно проанализиро-
вать по крайней мере с трех точек зрения:
1.	В какой мере структура является неустойчивой и есть ли условия для
развития процессов, приводящих к уменьшению свободной энергии системы
и структурным изменениям.
2.	Каков механизм и пути этих изменений.
3.	Какова кинетика возможных изменений.
73
Последний вопрос практически особенно важен: как скоро в данных ус-
ловиях может совершаться переход в более стабильное состояние, — может
быть, он окажется достаточно медленным, что позволит уложиться в предла-
гаемые для службы изделия сроки (одна из причин, почему важно знать ус-
ловият работы изделия и предъявляемые к нему требования).
Когда система находится в метастабильном состоянии, она, чтобы перей-
ти в более стабильное состояние, должна преодолеть некий барьер - проме-
жуточное состояние с более высокой, чем конечное состояние, энергией. Для
преодоления такого барьера нужна активизация. Такая ситуация имеет, на-
пример, место при обычном старении, когда переход из метастабильного
состояния (пересыщенного твердого раствора) в стабильное происходит через
образование зародыша новой фазы критического размера, требующее терми-
ческой активизации.
В случае метастабильного превращения, в активационный процесс вовле-
кается одновременно много атомов/ Необходимость термической активизации
вызвана тем, что при низких температурах (< 0,3 7^) скорость диффузии
обычно мала, тогда как для реализации процесса превращения, как правило,
требуется диффузия атомов на значительные расстояния, в несколько атом-
ных слоев. Минимальное увеличение энергии, необходимое для преодоления
барьера (перехода атомов через промежуточное состояние), и есть энергия
активации процесса.
Из теории переходного состояния вытекает уравнение Аррениуса, которое
для случая диффузии имеет вид:
D = Роехр,(--^) ,	(2.3)
где D — коэффициент диффузии; Z>0 — предэкспоненциальный множитель;
Q — энергия активации диффузии.
Уравнение Аррениуса описывает огромное количество физическйх и хи-
мических реакций, что указывает на справедливость и значимость модели
переходного состояния, описывающей скорость превращения.
Экспоненциальная зависимость скорости реакции указывает на сильное
влияние температуры. Приведем следующий пример: если принять для мно-
гих металлургических процессов типичное значение Q = 2 эВ/атом, то легко
показать, что если реакция при Т = 1000К завершается за 1 с, то при ком-
натной температуре (Т = 300К) требуется около 1017 лет.
Этот пример подчеркивает роль скорости диффузионных процессов и энер-
гии активации процесса. Последняя существенным образом характеризует не-
устойчивость системы. Чем энергия активации больше, тем медленнее идет
процесс и, следовательно, тем легче сохраняется метастабильное состояние.
Важно подчеркнуть, что термодинамические свойства, в еще большей сте-
пени кинетические и особенно диффузионные, в значительной мере, как это
будет показано далее, зависят от конкретной структуры сплава. Поэтому пол-
ная картина стабильности сплава может быть получена при совместном рас-
смотрении по крайней мере трех факторов — термодинамических, кинетичес-
ких и структурных.
74
Краеугольным камнем теории жаропрочности является гетерофазность
сплавов, способных работать длительное время при высоких температурах
[11]. Эта теория подтверждается всей историей создания жаропрочных мате-
риалов для разных поколений авиационных двигателей. В этой связи решаю-
щее значение имело создание и развитие методов фазового анализа [24]. Эти
методы, основанные на электрохимическом разделении и последующем рен^
тгеновском исследовании фаз, позволили качественно и количественно оце-
нить фазовый состав сплава. Получаемые при этом данные очень важны при
определении функций матрицы и упрочняющих фаз в формировании свойств
сплава в целом.
Для оценки термодинамических свойств фаз большое значение имеет ис-
следование скорости сублимации, температур растворения упрочняющих фаз,
а также электронных свойств и других характеристик. Как будет показано
далее, эти характеристики имеют прямое отношение к межатомному взаимо-
действию.
Для понимания свойств металлических сплавов огромное значение, как
уже отмечалось, имеет знание локального состояния кристаллической решет-
ки — структурной и химической неоднородности сплава и элементарных про-
цессов, лежащих в основе структурных и фазовых изменений, среди кдторых
одним из наиболее общих является процесс диффузии. В настоящее время
физическое металловедение располагает широкой номенклатурой средств ис-
следования дефектов структуры и распределения элементов в сплавах. Суще-
ственное значение при этом имеют три момента: возможность одновремен-
ного исследования дефектов структуры и распределения в ней примесных
атомов, химического состава и локальности структуры. Весьма эффективны в
этом плане изотопные, и в частности авторадиографические, методы иссле-
дования. Их возможности продемонстрированы в монографии [25]. Эти ме-
тоды отличаются уникальной чувствительностью (они способны регистриро-
вать присутствие в сплаве десятитысячных и менее долей процента примеси),
хорошей локальностью и высокой разрешающей способностью (0,1—0,2 мкм);
они применимы к широкому кругу материалов — как металлических, так и
неметаллических, и вместе с тем отличаются наглядностью. Авторадиографи-
ческое изображение дает одновременно картину структуры и распределения в
ней примесей.
Следует отметить, что применение изотопных (авторадиографических) ме-
тодов к решению металловедческих задач совпало с началом 50-х годов, ког-
да актуальной стала проблема использования атомной энергии в мирных це-
лях. И уже на 1-й Международной конференции, посвященной этой пробле-
ме в Женеве в 1955 г., был доклад ВИАМ, в котором излагались первые
результаты исследования распределения и диффузии примесей в сплавах с
помощью радиоактивных изотопов. Метод прошел большой и сложный путь
развития от относительно простой контактной авторадиографии до электрон-
но-микроскопической авторадиографии и создания комплексных методов,
сочетающих авторадиографию высокого разрешения с рентгеновским микро-
анализом, с просвечивающей электронной микроскопией (авторадиография
фольг), с реакторной активацией (трековая авторадиография) или с методом
микротвердости.
75
Термодинамические и кинетические факторы стабильности
С термодинамической точки зрения наиболее общим критерием устойчи-
вости элементов, отдельных фаз или гетерофазных систем является значение
свободной энергии Гиббса. Система находится в тем более стабильном со-
стоянии, чем ниже ее свободная энергия. Именно это определяет существо-
вание тех или иных фаз, равновесную растворимость, возникновение поверх-
ностей раздела с минимальной поверхностной энергией и т.д. К сожалению,
теоретические оценки свободной энергии системы чаще всего являются при-
ближенными, особенно ее энтропийной части. Несколько легче оценить
внутреннюю энергию твердых тел, обычно близкую к их потенциальной энер-
гии и характеризующую «прочность связи». Но и в этом случае оценки ока-
зываются приближенными, особенно для сложных многофазных систем, со-
держащих такие фазы, в которых переплетаются различные типы связи, на-
пример интерметаллиды (Ni3Al, NiAl и др.), играющие выдающуюся роль в
жаропрочных сплавах.
Поэтому получили развитие полуэмпирические и эмпирические методы и
различные корреляции. Например, корреляции между «прочностью связи» и
такими термодинамическими характеристиками, как теплота сублимации,
теплота и температура плавления, упругие константы, среднеквадратичные
смещения атомов, дебаевская температура. Получили также распространение
корреляции между прочностью связи и электронным строением.
Конечно, эти корреляции носят оценочный характер. Например, о «связях»
иногда судят по температуре плавления (Гпл). Между тем Тпл является точкой
равновесия твердого и жидкого состояния и, следовательно, характеризует оба
состояния. Известно, что при легировании Гпл сплава может понижаться, а
«прочность связи» при этом возрастать. Титан обладает более высокой Т , чем
никель (1662 и 1452°С соответственно), но более низким модулем упругости (1100
и 1400 МПа). В ряду металлов никель -> железо -> титан Гпл растет, а жаропроч-
ность падает.
И все же, поскольку настоящей теории нет, корреляции между термоди-
намическими параметрами и межатомным взаимодействием для оценки фазо-
вой и структурной стабильности сплава полезны («Проблема стабильности
металлических фаз представляется захватывающей и волнующей. Здесь экс-
периментальное изучение и эмпирическое обобщение идут впереди количе-
ственной теории», Юм-Розери).
Как уже отмечалось, помимо термодинамических свойств фазовых состав-
ляющих сплава, для оценки стабильности важны кинетические свойства.
Хорошо известно, что из двух возможных процессов часто наблюдаются тер-
модинамически менее выгодные, но идущие с большой скоростью (напри-
мер, образование промежуточных состояний и фаз при старении или образо-
вание метастабильных карбидных фаз при распаде переохлажденного легиро-
ванного аустенита и др.). Поэтому для стабилизации сплава важно замедлять
скорость процессов, приводящих к фазовым и структурным изменениям. В
твердых телах это, как правило, диффузионные процессы. И, следовательно,
кинетика именно этих процессов, зависящих при данных условиях от состава
и структуры, во многих случаях контролирует дестабилизацию сплава.
76
Весьма существенно то, что между диффузионными параметрами и термо-
динамическими характеристиками также существуют корреляции.
Рассмотрим этот вопрос несколько подробней.
Поскольку термодинамические свойства системы (свободная энергия, теп-
лосодержание, теплота плавления, теплота сублимации, силовые постоянные
и др.) отражают степень ее устойчивости, а высота барьера для диффузии
(энергия активации) определяется в основном теми же факторами, то корре-
ляции между термодинамическими и диффузионными параметрами естествен-
ны, хотя эта связь не однозначна, носит полуэмпирический характер и до-
пускает отклонения.
Следует также отметить, что состояние кристалла могут отражать его свой-
ства при высоких температурах (вблизи Тпл), когда можно пренебречь с до-
статочным основанием влиянием на диффузию поверхностей раздела и де-
фектов структуры (хотя, как будет показано далее, границы зерна оказывают
определенное влияние на диффузию практически вплоть до 7^).
Приведем некоторые существенные соотношения между энергией актива-
ции диффузии (0 и термодинамическими параметрами.
1.	Связь Q с энергией образования (£*/) и энергией перемещения (Е™ )
вакансий, справедливая для вакансионного механизма диффузии:
Q^e'+e".	(2.4)
2.	Связь с теплотой сублимации:
Q « (0,6—0,7)^	(для ГЦК металлов).	(2.5)
3.	Связь с параметрами плавления:
а)	с температурой плавления
Q = 18 RT™ ,	(2.6)
где R — газовая постоянная;
б)	с теплотой плавления
6=15^.	(2.7)
Расчетные значения совпадают с экспериментальными с точностью ±20%.
Например, для Al, Fea, Ni, W расчетные значения Q по 7^ : 136,9; 265,9;
253,7; 537,6 кДж/моль (32,6; 63,3; 60,4; 128 ккал/моль); по Е^: 147; 210; 269,6;
537,6 кДж/моль (35; 50; 64,2; 128 ккал/моль), а экспериментальные для обеих
характеристик: 144,5—153,3; 237,3—282,4; 280,6 и 506,1 кДж/моль (34,4-36,5;
56,5—67,2; 66,8 и 120,5 ккал/моль) соответственно.
Однако эти соотношения не годятся для аномальных ОЦК металлов. (На-
пример, для Tip расчетное значение Q по 7^ — 283,9 (67,6); эксперименталь-
ное - 137,8 кДж/моль (32,8 ккал/моль)).
Характерно, что при 7^ коэффициенты диффузии для всех металлов с
одинаковой решеткой примерно одинаковы: D « 10"7 для ОЦК и 10"8 см2/с
для ГЦК металлов. (Впервые на это обратил внимание С.Д. Герцрикен.)
Одним из оснований связи между Q и параметрами плавления является
точка зрения, что плавление происходит по достижении определенной кон-
центрации вакансий (К.А. Осипов).
77
4.	Предложена также связь, в основе которой лежит упругая модель, учи-
тывающая работу, совершаемую против упругих сил:
з
с -		<2.8>
где г — атомный радиус, у — силовая постоянная и г| — коэффициент плот-
ности упаковки.
5.	Учет связи у с дебаевской температурой (0^) приводит к соотношению
G~e2j.	(2.9)
В отличие от энергии активации диффузии, величина которой зависит от
высоты барьера, преодолеваемого атомом при диффузионном скачке, предэк-
споненциальный фактор (Z>0) непосредственно связан с числом частиц, вов-
лекаемых в этот скачок, или числом путей, по которым такой скачок проис-
ходит.
Обычно Dq « (1—1,1) х 10’2 см2/с, но часто меньше, например при диффу-
зии по границам зерен или другим дефектам, в которых число мест по срав-
нению с объемом мало (реже Dq > 1, что обычно связано с особенностями
механизма диффузии, например если он носит кооперативный характер, ког-
да в диффузионный скачок вовлекается целая группа атомов).
Подобно величине Q существуют корреляции между параметром DQ и тер-
модинамическими параметрами.
Из теории Зинера вытекает, что между lgZ)0 и Q должна быть линейная
связь, так называемый компенсационный эффект. В этом случае согласие с
теорией Зинера можно в известной мере считать критерием справедливости
результатов эксперимента. Большое количество экспериментальных данных
подтверждают линейную связь lgZ)0 и Q. Было показано, что даже в матери-
алах с резко различной структурой — массивных монокристаллах, микрово-
локнах с бамбуковой структурой и нитевидных кристаллах меди диаметром
от 5 до 20 мм — сохраняется такая зависимость. Компенсационный эффект
наблюдался также при диффузии по границам зерен и фаз в широком интер-
вале углов разориентации.
В случае диффузии корреляции менее надежны, чем при самодиффузии.
Однако для разбавленных растворов такие корреляции существуют.
Надо подчеркнуть, что все имеющиеся корреляции все же являются эмпи-
рическими или полуэмпирическими, вместе с тем они большей частью осно-
ваны на теории переходного состояния и позволяют оценивать диффузион-
ные характеристики по термодинамическим характеристикам и, следователь-
но, судить о стабильности сплава.
Наконец, связь между кинетическими (диффузионными) и равновесными
характеристиками вытекает из правила Зейта, согласно которому скорость
роста слоя данной фазы в многофазной системе тем больше,
-	чем больше коэффициент взаимной диффузии в этой фазе по сравне-
нию с соседней на диаграмме равновесия;
-	чем шире область гомогенности в данной фазе на диаграмме равновесия;
—	чем уже примыкающая к данной фазе двухфазная область.
78
Эти связи, т.е. связь параметров диффузии с термодинамическими вели-
чинами — с одной стороны, и связь диффузионных параметров со структурой
металла (о чем речь будет дальше) — с другой, свидетельствуют о том, что
диффузионные исследования могут дать ценную информацию о термостабиль-
ности сплава.
Данные о термодинамической стабильности фазы и влиянии на стабиль-
ность сплава легирующих элементов могут быть получены также при иссле-
довании температурной зависимости растворимости фазы. На самом деле,
повышение, например, температуры растворения интерметаллидной фазы оз-
начает уменьшение ее растворимости (при той же температуре интерметал-
лида растворяется меньше и, следовательно, чтобы добиться прежней раство-
римости, надо повышать температуру).
С термодинамической точки зрения уменьшение растворимости (при до-
бавке третьего элемента) означает, что свободная энергия раствора растет, а
интерметаллида уменьшается. Это может быть связано либо с увеличением
термодинамической активности элементов в растворе, либо с уменьшением
свободной энергии интерметаллидной фазы.
Если действует второй фактор, т.е. активность компонентов в растворе
не изменилась, но уменьшилась энергия интерметаллидной фазы, то все
равно компонентам выгодно перейти из раствора в фазу. Поэтому обе при-
чины: и увеличение свободной энергии раствора (связанное с ростом тер-
модинамической активности компонентов), и уменьшение свободной энер-
гии интерметаллида — приводят к тому, что устойчивость интерметаллида
растет.
На энергетическом языке первая причина (увеличение положительных
отклонений от идеальности в растворе) означает, что введение третьего эле-
мента ослабляет взаимодействие компонентов в растворе. В случае растворе-
ния интерметаллидной фазы Ni3Al это произойдет при
г 8Ni~Ni + 8А1-А1
8Ni-Al	2
Следовательно, чем меньше энергия взаимодействия компонентов (Ni, Al) в
растворе, тем сильнее отклонение.
Уменьшение свободной энергии интерметаллидной фазы, как правило,
связано с тем, что ее энергия уменьшается по сравнению с энергией чистых
компонентов. Однако возможно также, что уменьшение свободной энергии
соединения связано с возрастанием энтропии, т. е. с разупорядочением фазы
под влиянием третьего компонента. Вероятность действия второго фактора
все же меньше.
Таким образом, данные о температурной зависимости растворимости уп-
рочняющей фазы Ni3Al и влиянии на нее (растворимость) состава сплава
могут дать важную информацию о стабильности фазы и сплава в целом.
Этот вопрос впервые был экспериментально систематически изучен в се-
рии работ ВИАМ применительно к никелевым жаропрочным сплавам. В
дальнейшем результаты измерений температур начала (^нр) и полного ра-
створения (Тпр) упрочняющей /-фазы стали широко использоваться не толь-
79
ко в процессе разработки новых жаропрочных никелевых сплавов, но и при
определении оптимальных режимов их термической и деформационной об-
работки.
Было проведено комплексное исследование структурной стабильности уп-
рочняющей /-фазы по изменению температурного уровня и температурной
зависимости ее растворения при легировании никелевого сплава различными
элементами: Al, Ti, V, Nb, Hf, Zr, Co, W, Mo [26,27].
Использование теории планирования эксперимента дало возможность по-
лучить аналитические зависимости, с помощью которых можно было пред-
сказать влияние любого элемента из исследованной группы при различном
соотношении других элементов в сплаве.
В общем эти зависимости отражают сложное и, естественно, различное
влияние каждого из элементов на термостабильность /-фазы и жаропроч-
ность. Основные выводы из этой серии исследований сводятся к следую-
щему.
Алюминий, титан, гафний, цирконий, молибден и вольфрам оказывают по-
ложительное влияние на температуру полного растворения (Тпр) дисперсных
частиц у'-фазы в сложнолегированном сплаве и, следовательно, как это выте-
кает из предыдущего, повышают ее стабильность.
Кобальт и хром, по-видимому, уменьшают термостабильность, поскольку
снижают Гпр /-фазы.
Ниобий не влияет на Тп р (заметим, что согласно сублимационным и диф-
фузионным измерениям ниобий повышает стабильность интерметаллида; воз-
можно, это объясняется различием в составе фазы в одном и другом случае).
Характерно влияние ванадия: при относительно невысокой концентрации в
сплаве он эффективно повышает Тпр, а при содержании свыше 1,5% начи-
нает оказывать противоположное действие. Поэтому ванадия в жаропрочных
сплавах обычно содержится не более 1%.
Полученные результаты имеют достаточно общий смысл и применимы
для большой группы многокомпонентных сплавов на никелевой основе. На
это указывает сравнительное исследование Тпр ряда промышленных спла-
вов [28]. Так, например, измерения показали, что, хотя деформируемые
сплавы ЭП109 и ЖС6-КП содержат примерно одинаковое количество у'-
фазы (около 50%), значение Тпр и жаропрочность последнего выше. По-
видимому, это объясняется присутствием в сплаве титана, который замет-
но повышает Тпр. В данном случае мы наблюдаем общую закономерность
для литых и деформируемых сплавов — положительное влияние титана (до
определенных концентраций) на стабильность и жаропрочность никелевых
сплавов.
Развитие литейных жаропрочных сплавов, в частности, характеризуется
совершенствованием многокомпонентного легирования. Одним из критериев
такого легирования является повышение Гпр упрочняющей у'-фазы, что и на-
блюдается при переходе от менее жаропрочного сплава ЖС6К (Тпр = 1200°С)
к более жаропрочному ЖС26 (Тпр = 1270°С). Важно подчеркнуть, что уве-
личение суммарного содержания у'-фазы происходит не за счет увеличения
суммарного содержания легирующих элементов; некоторое увеличение
объемной доли / и, главное, термостабильности связано с более рациональ-
80
ным соотношением элементов сплава. Рациональное легирование литейных
сплавов и производилось с учетом данных термодинамических, диффузион-
ных и фазовых исследований применительно к каждой фазе в отдельности и
сплава в целом.
В табл. 2.8 приведены показатели, характеризующие уровень термостабиль-
ности при высоких температурах современных сплавов с направленной стол-
бчатой и монокристаллической структурой [1].
Таблица 2.8, Температуры (°C) фазовых превращений и количество у'-фазы (%) в
жаропрочных никелевых сплавах для литья лопаток авиационных ГТД
Сплав	Т п.р	Т эвт	TS	TL	ДГкр	ЛГТ.О	кт,
1 поколение PWA1422	1219	Сплавы 1214	для направленной 1269	1381		кристаллизации 112	-5		61,0
MAR M200+Hf	1209	1272	1300	1369	69	63	60,0
ЖСЗО	1264	1254	1283	1375	92	-10	59,7
ЖС26У	1260	1284	1310	1383	73	24	61,9
CM247LC	1281	1262	1313	1382	69	-19	60,5
2 поколение							
CM186LC	1253	1272	1337	1386	49	19	64,6
PWA1426	1239	1268	1342	1381	39	29	64,3
Rene 142	1271	1273	1338	1376	38	2	67,0
ЖС32	1273	1306	1345	1412	67	33	67,3
1 поколение Rene N4	1227	Сплавы 1269	для монокристаллического литья 1271	1341	70	42				61,3
жсзом	1271	1297	1319	1403	84	26	58,8
CMSX-2	1275	1320	1342	1391	49	45	66,7
CMSX-3	1276	1321	1338	1396	58	45 ’	66,7
PWA1480	1298	1323	1325	1374	49	25	57,3
ЖС40	1295	1324	1349	1407	48	29	59,2
2 поколение							
ЖС36	1295	1305	1337	1409	72	10	64,6
CMSX-4	1282	1317	1339	1404	65	35	71,7
Rene N5	1304	1317	1336	1387	51	13	74,2
PWA1484	1304	1314	1350	1403	53	10	69,9
3 поколение							
CMSX-10	1359	1348	1394	1441	47	-11	56,0
Rene N6	1291	1315	1365	1439	74	24	65,0
Примечание. Тэвт - температура окончания кристаллизации неравновесной эвтек-
тики (у-у'); Ts и TL — температуры солидус и ликвидус; интервал кристаллизации А 7^ =
= (TL - Ts) характеризует склонность сплавов к формированию столбчатой и монокри-
сталлической структур отливок в процессе НК и объемную долю микропористости;
«окно» термообработки АТто = (Тэвт — Тпр) — возможность проведения высокотемпера-
турной гомогенизации без риска оплавления междендритных областей и чувствитель-
ность к перегревам.
81
Структурная стабильность, жаропрочность
и межатомное взаимодействие
Интенсивное развитие техники последних лет поставило перед металлове-
дами сложные задачи по дальнейшему повышению свойств сплавов и разра-
ботке новых материалов, которые должны работать при более высоких тем-
пературах и напряжениях.
Улучшение свойств никелевых сплавов достигается, как правило, за счет
усложнения химического состава, усовершенствования режимов термической
обработки, технологии выплавки. Жаропрочность сплавов обеспечивается
комплексным легированием элементами, образующими упрочняющие фазы
(алюминий, титан, углерод), и элементами, улучшающими свойства у- и у'-
фаз. Такое комплексное легирование никелевых сплавов значительно расши-
рило возможности их применения.
Проблема создания новых материалов, обладающих необходимой жаро-
прочностью и жаростойкостью, решается обычно на основе эксперименталь-
ных исследований. Ее решение связано с накоплением большого количества
опытных данных, огромной затратой средств и усилий научных работников
различных профессий: металлургов, металловедов, химиков, механиков, ме-
таллофизиков. Возникают большие сложности по систематизации и исполь-
зованию полученных экспериментальных данных из-за отсутствия количе-
ственной теории, связывающей механические свойства сплавов с их химичес-
ким составом, характером взаимодействия компонентов, структурой и
стабильностью фаз.
Как отмечал П.Л. Капица, эмпирический метод не может полностью ре-
шить задачу создания сплавов с заданными свойствами. Для ее решения не-
обходимо использовать достижения фундаментальных наук, и в частности
теории твердого тела. С помощью теории твердого тела, основанной на пред-
ставлениях квантовой механики и статистической физики, можно объяснять
и прогнозировать свойства материалов.
Предложено несколько методов расчета электронной структуры металлов.
Один из них — метод псевдопотенциала. Он позволил объяснить спектры
электронов и фононов в простых металлах, упругие и тепловые свойства
металлов, их кинетические характеристики, стабильность различных кристал-
лических структур и др. Теория псевдопотенциала была использована для
расчета фазовых равновесий в бинарных сплавах.
В 1975 г. в ВИАМ были сформулированы задачи, связанные с опреде-
лением количественных теоретических критериев влияния легирующих эле-
ментов на термодинамические свойства и энергетические характеристики
межатомной связи жаропрочных никелевых и интерметаллидных сплавов.
Необходимо было найти закономерности в изменениях энергии связи,
энергии смешения и других рассчитываемых величин в зависимости от
легирования и уровня механических свойств. Для описания энергетическо-
го спектра электронов в сплавах были использованы метод псевдопотенци-
ала и модель виртуального кристалла, согласно которой сплав состоит из
атомов со средними энергетическими характеристиками легирующих эле-
ментов.
82
Поскольку никель является переходным металлом, то, естественно, возни-
кает вопрос о применимости метода псевдопотенциала, развитого для щелоч-
ных и благородных металлов, к описанию термодинамических характеристик
жаропрочных сплавов. В частности, даже при использовании модельного
псевдопотенциала электронная структура переходных металлов описывается
довольно грубо [29]. Имеется, однако, два обстоятельства, дающие основание
для использования формфактора [29]: во-первых, характерное в этом случае
для переходных металлов s—J-взаимодействие учитывается уже в первом по-
рядке теории возмущений. Во-вторых, несмотря на то, что энергетический
спектр электронов в исследуемых сплавах описывается недостаточно точно,
интегральные термодинамические характеристики, определяемые с помощью
усреднения по спектру, оказываются значительно менее чувствительными к
тонким деталям структуры псевдопотенциала, чем, например, оптические
свойства, и правильно отражают основные тенденции в сплавах.
При исследовании никелевых сплавов необходимо совмещать эксперимен-
тальные поиски оптимальных составов с теоретическими расчетами измене-
ний физических свойств сплавов при легировании. Использование указанной
теории позволяет понять причины повышения свойств сплавов при измене-
нии состава и режимов термической обработки, а установление корреляции
между механическими свойствами и рассчитанными энергетическими харак-
теристиками дает возможность ускорить процесс разработки сплава с задан-
ными свойствами.
Жаропрочность никелевых сплавов при высоких температурах определяет-
ся гетерофазностью структуры и свойствами основных фазовых составляю-
щих: у-твердого раствора и упрочняющей у'-фазы, которые часто содержат
более десяти компонентов. Уровень жаропрочности в значительной степени
зависит от термической стабильности упрочняющей у'-фазы. Легирование
оказывает влияние на фазовое равновесие в сплавах, поэтому важно уметь
оценивать влияние легирующих элементов на физические характеристики,
определяющие термостабильность упрочняющих фаз и матрицы. Подобные
же задачи возникают и при разработке интерметаллидных сплавов на основе
системы Ni—А1, в которых основой является интерметаллид Ni3Al.
Метод псевдопотенциала был применен для определения энергии смеше-
ния и изменения области гомогенности у'-фазы и сплавов системы Ni—Al.
Результаты расчетов показали, что введение основных легирующих элементов
в никелевые сплавы приводит к увеличению количества у'-фазы в двухфаз-
ной смеси.
Ранее экспериментально установлено [11], что при комнатной температуре
механические свойства многокомпонентного однофазного у'-сплава, близкого
по составу к у'-фазе жаропрочных никелевых сплавов, существенно не отли-
чаются от свойств интерметаллида на основе Ni3Al, легированного третьим
эффективным элементом.
Результаты исследований свидетельствуют о том, что многокомпонентное
легирование, не приводя к значительному повышению прочностных свойств
(при невысоких температурах) у- и у'-фаз, обеспечивает высокую жаропроч-
ность сплавов за счет совершенствования гетерофазности структуры: увеличе-
ния количества и улучшения морфологии у'-фазы, повышения ее термоста-
83
бильности, обеспечения оптимального параметра несоответствия кристалли-
ческих решеток у- и у'-фаз и совокупного влияния этих фаз на дислокацион-
ную структуру сплава.
Полученные закономерности удалось объяснить с помощью теоретических
расчетов, которые показали, что характеристики межатомной связи (энергия
связи и Фурье-образ потенциала межатомного взаимодействия) многокомпо-
нентной у'-фазы также близки к значениям этих величин для тройных интер-
металлидов. Кроме того, установлено, что по степени увеличения энергии
связи у'-фазы легирующие элементы можно расположить в следующем по-
рядке: Сг, Zr, Ti, Nb, Та. Отмечено также аддитивное воздействие этих эле-
ментов на свойства у'-фазы.
Проведенное сопоставление результатов расчетов энергии связи в у'-фазе
с экспериментальными данными по скорости сублимации, полученными
М.Б.Бронфиным и И.А.Друговой, показало, что введение любого из рассмот-
ренных элементов (Ti, Hf, Та, Nb, Мо) заметно снижает скорость сублима-
ции интерметаллида Ni3Al, что свидетельствует о возрастании межатомного
взаимодействия в решетке у'-фазы, вследствие присутствия в ней атомов ле-
гирующего элемента, причем по величине стабилизирующего эффекта эле-
менты, принадлежащие к одной группе периодической системы (Ti и Hf;
Nb и Та), близки. С увеличением валентности легирующего элемента, вво-
димого в примерно одинаковом количестве, скорость сублимации у'-фазы
уменьшается (устойчивость фазы увеличивается). Аналогичные данные полу-
чены и при сравнении абсолютных уровней диффузионной подвижности или
значений энергии активации самодиффузии никеля в у'-фазе различного
состава.
В табл. 2.9 представлены результаты выполненных авторами с помощью
метода псевдопотенциала расчетов значений энергии связи (ЕСБ) и Фурье-об-
разов потенциала межатомного взаимодействия [V (Л5)], характеризующих
энергию упорядочения в фазах на основе Ni3Al при легировании их [в коли-
честве 2 и 5 %(ат.)] различными элементами [6].
Таблица 2.9. Значения энергии связи £св (ат. ед.) и Фурье-образов потенциала межатом-
ного взаимодействия V(ks) (ат. ед.) в фазах на основе Ni3Al при 20°С [кон-
центрации легирующих элементов в тройных системах и 10-компонентной у'-
фазе 2 и 5 % (ат.)]
Параметр •	Состав фаз [2 % (ат.) лег. э.]					
	Ni3Al	(Ni,Cr)3Al	Ni3(Al,Hf)	Ni3(Al,Nb) Ni3(Al,Ta)	Ni3(Al,Ti)	Y'
“£св	1,3805	1,3976	1,4014	1,4293	1,4300	1,4140	1,4187
- V(ks) • 102	7,99	7,74	9,43	10,67	10,57	8,07	9,83
		Состав фаз [5 % (ат.) лег. э.]				
	Ni3Al	Ni3(Al,V)	Ni3(Al,W)	Ni3(Al,Nb) Ni3(Al,Ta)	Ni3(Al,Ti)	y'
-£св	1,3805	1,5407	1,5762	1,5005	1,5018	1,4593	1,5152
— K(Jts) -102	7,99	10,04	17,52	14,88	14,78	8,29	10,8
84
Видно, что V, W, Ti, Hf, Nb и Та увеличивают энергию связи интерметал-
лида Ni3Al.
Сравнение значений Есв для тройных интерметаллидов с энергией связи
интерметаллида Ni3Al показывает, что введение в интерметаллид легирующих
элементов увеличивает энергию связи. Рассчитанное значение энергии связи
(Есв = —1,3780 ат.ед.) для интерметаллида (Ni, Со)3А1 свидетельствует о том,
что введение кобальта в Ni3Al незначительно уменьшает его энергию связи,
что согласуется с экспериментальными данными.
Учитывая, что Есв является отрицательной величиной, возрастание ее аб-
солютных значений при легировании интерметаллида, как показали расчеты,
означает уменьшение свободной энергии (F) у'-фазы.
С другой стороны, введение в твердый раствор интерметаллида Ni3Al тре-
тьего элемента приводит к увеличению энтропии. Поскольку энтропийный
член входит в выражение для свободной энергии с отрицательным знаком,
то очевидно, что фактор энтропии действует в том же направлении, т.е. сни-
жает величину F.
Таким образом, с помощью квантомеханического расчета показано (как и
при исследовании сублимации, диффузии, температуры растворения), что
легирование в никелевых сплавах упрочняющей у'-фазы тугоплавкими элемен-
тами (Та, Ti, Hf, Nb, W и V) приводит к уменьшению в разной степени
свободной энергии, что обусловливает повышение стабильности фазы и спла-
ва в целом.
В результате работы выявился новый критерий оценки стабильности уп-
рочняющей у'-фазы — потенциал межатомного взаимодействия, определяю-
щий величину ее дальнего порядка. Установление связи этой характеристики
с легированием имеет широкое практическое значение для повышения плас-
тичности интерметаллидов.
При определении составов и свойств никелевых сплавов большое значе-
ние имеет вопрос о замещении атомов основных компонентов у'-фазы (ин-
терметаллида на основе Ni3Al). В связи с этим были проведены исследования
уравнений для температурной и концентрационной зависимости параметров
дальнего порядка трехкомпонентной упорядоченной у'-фазы и предложен
метод априорного определения равновесного распределения атомов легирую-
щего элемента по ее подрешеткам [30].
Для описания упорядочения в у'-фазе применен метод статических кон-
центрационных волн, который позволяет учесть взаимодействие во всех ко-
ординационных сферах и выразить параметры теории - Фурье-компоненты
потенциала смешения V(ks) через микроскопические характеристики элект-
рон-ионного взаимодействия псевдопотенциала. При этом основным допуще-
нием теории является учет только парных взаимодействий. Однако результа-
ты, полученные ниже, справедливы и для других феноменологических теорий
(Горского—Брэгга—Вильямса—Кирквуда), так как общий вид уравнений во
всех теориях один и тот же. Выбор конкретной методики - статических кон-
центрационных волн - определяется исключительно удобством изложения и
проведения конкретных расчетов.
Однозначное описание упорядочения в у'-фазе (структура Ы2) требует вве-
дения двух параметров дальнего порядка (т|л и т[в). Записывая выражение для
85
свободной энергии трехкомпонентной у'-фазы без учета корреляций в при-
ближении самосогласованного поля и варьируя его по соответствующим чис-
лам заполнения, получим систему уравнений для т[А и (А, Ви С — услов-
ные обозначения компонентов):
^АВС^
1п---5------з-=--Пл---Пл, (2. Ю)
[1-сл-с5+кт	кТ
[1 ~СА~СВ~^ 01л -пв)](св-7П2?)
1п—’--------i-------------5---
I1 “ СА ~ СВ+ 7 01Л“П^ШслУ 7 Пя)
^с(^) Vabc^
-----Чв+	Че-
кТ---кТ
(2.11)
Здесь VAC(ks), VBC(ks) и VABC(ks) — Фурье-компоненты потенциалов сме-
шения в сверхструктурном узле к - 2я/а, которые выражаются через харак-
теристические функции метода псевдопотенциала [31]; сА, св~ концентрация
соответствующего компонента. Решение уравнений (2.10) и (2.11) дает темпе-
ратурную и концентрационную зависимость параметров дальнего порядка в
у'-фазе. Однако система (2.10) и (2.11) не может быть использована для ап-
риорного решения вопроса о размещении атомов легирующего элемента в у'-
фазе, так как концентрации компонентов уже входят в нее. Поэтому нужны
либо дополнительные уравнения, которые совместно с (2.10) и (2.11) сделают
задачу разрешимой, либо иной подход. Вместе с тем из (2.10) и (2.11) можно
установить допустимую область определения параметров дальнего порядка цА
и т|в и указать тем самым косвенно степень возможного замещения атомов
никеля или алюминия в у'-фазе. Из (2.10) и (2.11) следует, что возможны^
значения параметров дальнего порядка определяются неравенством
X (цл , П/?) < 0,	(2.12)
где
*01л >П£) = ПлЕ^лс^) - VabcIW +	" ^авс^- (2-13)
На рис. 2.6 в качестве примера представлена рассчитанная область допус-
тимых значений параметров т|л и т\в при легировании у'-фазы танталом. Вид-
но, что если параметр т\А может принимать любые значения при параметре
т\в = 1 (это соответствует замещению алюминия данными атомами), то об-
ратная картина — произвольное изменение параметров при т\А = 1 — не-
возможна. Это отражает ограниченность замещения легирующим элементом
атомов никеля. Данную асимметрию можно толковать как преимущественное
замещение танталом алюминия в у'-фазе. С помощью подобного анализа мож-
но предсказать тенденции к растворимости легирующего элемента в упрочня-
ющей фазе. На рис. 2.7 представлены случаи, когда третий элемент не может
растворяться в у'-фазе, так как невозможно непрерывное изменение парамет-
86
D(0,0)
Рис. 2.7. Области (заштрихованы: Хр Х2 “ границы областей) допустимых значений пара-
метров дальнего порядка в случаях, когда невозможно растворение легирующего элемента
в бинарной фазе
Рис. 2.6. Область (заштрихована: х — граница области) допустимых значений параметров
дальнего порядка г|л и г|5 для у'-фазы, легированной танталом
ра дальнего порядка при предельном переходе от тройной фазы к бинарной —
точки на отрезках DO (область существования бинарной системы) и DQ (гра-
ница области существования тройной системы) разорваны (общая точка D
соответствует разупорядоченному раствору). Очевидно, что в этом случае
площади о областей допустимых значений параметров дальнего порядка мень-
ше 1/2 всей площади диаграммы. При о > 1/2 этой площади возможна ра-
створимость третьего компонента в у'-фазе, а при о < 1/2 — третий компо-
нент растворяться не может. Отсюда следует, что величина о может быть
своеобразным критерием растворимости легирующего элемента в фазе. Ре-
зультаты расчетов показывают, что такая корреляция действительно существу-
ет — чем больше о для данного элемента, тем больше область гомогенности
тройной фазы.
С другой стороны, возможен и строгий подход к решению задачи о раз-
мещении атомов легирующего элемента по подрешеткам упрочняющей фазы,
основанный на минимизации энергии упорядочения. Поскольку вся инфор-
мация о перераспределении легирующего элемента по подрешеткам содержит-
ся в параметрах дальнего порядка т[А и т^, то естественным представляется
найти наиболее выгодное их изменение при легировании. На рис. 2.8 пред-
ставлено пространство (цл, т[В), в котором выделены основные характеристи-
ческие линии, связанные с перераспределением компонентов по подрешет-
кам. Линия PQ представляет собой линию замещения легирующим элемен-
том компонентов А и В без перераспределения их между собой (для
постоянной концентрации компонента Q. В у'-фазе разупорядочение, связан-
ное с энтропийными конфигурационными эффектами, будет мало из-за боль-
шого отношения У(к5)/кТ, поэтому именно этот случай представляет инте-
рес. В точке Q система будет находиться, если атомы С замещают атомы В,
и в точке Р — атомы А. Точка R соответствует равномерному замещению ато-
мов А и В на обеих подрешетках. Для решения задачи нужно найти мини-
мум энергии упорядочения на отрезке PQ. Однако более наглядным решение
87
выглядит, если применить графический метод. Для этого в точке S(т|,т|), где
О < т| < 1, плоскости (т|л, Л/г), соответствующей бинарной упорядоченной
фазе (см. рис. 2.8), найдем grad(Atf) — вектор, указывающий наиболее вы-
годное направление изменений параметров дальнего порядка. Легко показать,
что энергия упорядочения в трехкомпонентной у'-фазе имеет вид
32 [ ^AC^s^A +	2 VaBC^s^A^B^’	(2.14)
так что
R =-gradAt/ = ^n{nJ^C^) - Vabc^^^bM-Уавс^У- (2Л5>
Анализ всевозможных вариантов представлен на рис. 2.9. Если R лежит
между АИт и А (ВИт и В), то легирующий элемент будет замещать элемент
А(В). Если R лежит между ВИт и АИт, то фаза не может быть легирована
этим элементом. Если R лежит между А и В, то данный элемент может за-
мещать как один, так и другой элемент. В общем случае, исходя из рис. 2.9,
можно оценить, насколько это замещение различно для разных подрешеток.
На рис. 2.9 показаны результаты расчетов при легировании наиболее ха-
рактерными элементами. Величины V(ks) определяли, как и в [32], пред-
полагая, что в используемой микроскопической модели будут фактически
применены эмпирические правила Юм-Розери. Из рис. 2.9 видно, что на-
правление вектора R при легировании кобальтом близко к вектору В; ти-
таном — к А, вольфрамом и молибденом — к АИт. Это означает, что ко-
Рис. 2.8. Область (заштрихована) возможных значений параметров дальнего порядка г|л, г|5
трехкомпонентной фазы для фиксированной концентрации легирующего элемента
Рис. 2.9. Характеристическая диаграмма градиентного поля и результаты расчета для у'-
фазы, легированной Со, Fe, Сг, Ti, V, Zr, Hf, Та, W, Мо (R - вектор, указывающий наи-
более выгодное направление изменений параметров дальнего порядка г|5)
88
бальт и титан должны иметь большую растворимость в у'-фазе, замещая
соответственно никель и алюминий, в то время как вольфрам и молибден
должны иметь малую растворимость, замещая алюминий. Отсюда следует
также (см. рис. 2.9), что железо и хром могут замещать как никель, так и
алюминий. Полученные результаты находятся в соответствии с имеющи-
мися экспериментальными данными рентгеноструктурного анализа и диаг-
рамм состояния.
Таким образом, в данной работе была впервые поставлена и теоретически
решена задача о степени возможного замещения легирующих элементов в у'-
фазе никелевых сплавов и найдена корреляция между областью существова-
ния у'-фазы и размерами областей допустимых значений параметров дальнего
порядка. Обобщение полученных результатов для случая большего числа ком-
понентов в у'-фазе позволит использовать эти данные при разработке соста-
вов новых сплавов.
Различную растворимость легирующих элементов в системах на основе чи-
стых металлов обычно связывают с параметрами размерного несоответствия
атомов взаимодействующих элементов (где AJ — разница размеров ато-
мов легирующего элемента и основного металла, d — размер атома основного
металла), а также сходством (различием) их электронного строения. Обычно
растворимость возрастает с уменьшением параметра размерного несоответ-
ствия и увеличением сходства электронного строения взаимодействующих
атомов.
В работе [33] приведена растворимость легирующих элементов в интерме-
таллиде Ni3Al (у'). Указаны те атомы (Ni или А1) сверхструктуры Ni3Al, кото-
рые замещают атомы третьего компонента М. Принято считать, что если
область гомогенности у'-раствора вытянута в направлении оси Ni—М, то ато-
мы М замещают преимущественно узлы Ni-подрешетки; если она вытянута в
направлении оси Al—М, то атомы М замещают в основном узлы А1-подре-
шетки; если область у'-фазы занимает промежуточное положение, то атомы
М замещают как атомы никеля, так и алюминия.
Приведены также параметры размерного несоответствия, которые оцене-
ны как AJ/JNi, если легирующий элемент замещает атомы Ni, и &d/d^, если
замещаются атомы А1. При расположении третьего элемента в узлах той и
другой подрешетки параметр несоответствия оценивался как среднее значе-
ние 0,5(AJ/JNi + Д^/^А1). Как и для интерметаллидов Ti3Al и TiAl, не наблю-
дается однозначной связи растворимости третьего элемента в фазе Ni3Al с
параметрами размерного несоответствия. Вместе с тем обнаруживается доволь-
но четкая связь растворимости легирующих элементов с их положением в
Периодической системе. Наибольшей растворимостью в интерметаллиде Ni3Al
обладают элементы, близкие по положению в Периодической системе или к
никелю, или к алюминию. Интерметаллиды Ni3Ga, Ni3Si и Ni3Ge образуют с
Ni3Al непрерывные твердые растворы. С удалением положения легирующих
элементов от никеля и алюминия их растворимость в Ni3Al уменьшается, за
некоторыми исключениями.
Вместе с тем наблюдается определенная взаимосвязь способа замещения
узлов в подрешетках Ni и А1 с расположением легирующих элементов в
Периодической системе. Соседи никеля по Периодической системе (Со, Pd,
89
Pt, Си), а также скандий замещают узлы Ni-подрешетки, а другие элементы
- узлы А1-подрешетки.
В работе [34] установлено, что направление распространения областей
гомогенности p-фазы (NiAl) и у'-фазы (Ni3Al) на изотермических разрезах
систем Ni-Al—М (М: Со, Fe, Мп, Си) при 900 и 1100°С определяется соот-
ношением размеров атомов взаимодействующих элементов. Атомы легирую-
щего элемента замещают преимущественно тот компонент алюминидов ни-
келя, размеры атомов которого ближе к размеру атомов растворяемого эле-
мента, что и определяет направление протяженности области гомогенности
на изотермических разрезах.
Титан обладает необычно большой растворимостью в интерметаллиде
Ni3Al. Это может быть связано со следующими обстоятельствами. Во-первых,
алюминий находится на границе раздела Па и IV5 подгрупп, — по существу,
по своим металлическим свойствам он ближе к магнию, чем к кремнию. За-
метим, что в Периодической системе Д.И. Менделеева, представленной В.К.
Григоровичем с учетом смещения элементов, титан остается соседом алюми-
ния, хотя и расположен в другой подгруппе. Во-вторых, в отличие от вана-
дия, хрома и марганца, которые замещают в узлах решетки Ni3Al как ни-
кель, так и алюминий, атомы титана располагаются в узлах А1-подрешетки.
В-третьих, параметр размерного несоответствия атомов титана и алюминия
почти равен нулю.
Таким образом, более высокая растворимость титана в интерметаллиде Ni3Al,
по сравнению с соседними элементами, не противоречит предполагаемым
закономерностям, а следует из взаимного положения титана и алюминия в
Периодической системе Д.И. Менделеева и определяемых этим положением
свойств рассматриваемых компонентов. На растворимость легирующих эле-
ментов в алюминиде Ni3Al определенное влияние оказывает и параметр раз-
мерного несоответствия. Так, в частности, меньшая растворимость цирко-
ния по сравнению с гафнием несомненно связана с большим параметром
размерного несоответствия первого элемента по сравнению со вторым.
Хотя диаграммам состояния систем Ni-Al-M в области интерметаллида
NiAl уделялось меньшее внимание, тем не менее для этого алюминида также
наблюдается увеличение растворимости легирующих элементов с их прибли-
жением к никелю в Периодической системе Д.И. Менделеева.
Приведенные выше результаты позволяют сделать заключение о том, что
совместные теоретические и экспериментальные разработки с целью опреде-
ления характеристик межатомной связи у'-фазы в зависимости от легирова-
ния и температуры позволяют проводить целенаправленный выбор компози-
ций жаропрочных сплавов, содержащих максимальное количество упрочняю-
щей у'-фазы, стабильной во всем интервале рабочих температур, а также
изучать влияние легирования на свойства интерметаллидных сплавов для раз-
работки сплавов с рабочими температурами 1100—1300°С (при этих темпера-
турах современные жаропрочные никелевые сплавы интенсивно разупрочня-
ются и окисляются).
Известно, что в процессе высокотемпературной деформации генерируется
значительное количество вакансий. Это, естественно, может изменить коэф-
фициент диффузии D. Известно также, что значения D материала после ис-
90
пытания на длительную прочность выше, чем до испытания. Все это свиде-
тельствует о различиях в кинетических параметрах материала, находящегося
в равновесном и неравновесном состояниях.
В ВИАМ была выполнена экспериментальная работа по выяснению влия-
ния напряжений и деформации на кинетику процессов диффузии. В серии
специальных исследований железных и никелевых сплавов было показано
(С.Т. Кишкин, С.З. Бокштейн с сотр.), что растягивающие напряжения и
деформация могут значительно увеличить скорость самодиффузии и диффу-
зии. Так, было установлено, что в области малой упруго-пластической де-
формации коэффициент самодиффузии железа и диффузии олова в никеле-
вых сплавах возрастает в 2—3 раза, а в пластической области - в десятки раз.
Относительное изменение коэффициента диффузии под влиянием напря-
жений падает с повышением температуры. Увеличение скорости диффузии
связано с уменьшением энергии активации процесса: например, коэффици-
ент самодиффузии железа уменьшается с 293,6 кДж/моль (69,9 ккал/моль) при
отсутствии напряжений и деформации до 194,5 кДж/моль (46,3 ккал/моль)
при 6 = 10 %.
Под влиянием пластической деформации, как показали авторадиографи-
ческие исследования, меняется характер диффузионного потока: из преиму-
щественно граничного он, по мере увеличения степени деформации, стано-
вится объемным. Очевидно, изменение кинетики процесса диффузии в зна-
чительной мере объясняется необратимыми структурными изменениями,
вызванными пластической деформацией, а также последующим нагревом. Об
этом свидетельствуют также результаты исследования влияния предваритель-
ной пластической деформации на скорость диффузии. Под влиянием предва-
рительной пластической деформации при комнатной и высоких (700°С) тем-
пературах коэффициент диффузии олова в никеле существенно возрастает как
по границам (Z)r), так и особенно внутри зерна (Z)3). Эффект от горячей де-
формации несколько меньше (определяли диффузию при 800°С): после хо-
лодной деформации (10 %) D3 возрастает в 8 раз, а после горячей (при
700°С) — в 4 раза (надо иметь в виду, что температура 700°С выше темпера-
туры рекристаллизации никеля 450—500°С).
Характерно, что по границам зерна скорость диффузии (при 800°С) после
горячей деформации (700°С) возрастает больше, чем после холодной: при
деформации ~20 % в первом случае в 2 раза, во втором — в 1,5 раза, что,
по-видимому, свидетельствует о большей локализации деформации при по-
вышенных температурах по границам зерна.
Для экспериментальной проверки устойчивости структурных изменений,
вызванных пластической деформацией, были дополнительно поставлены опы-
ты по изучению влияния высокотемпературного промежуточного отжига.
Образцы деформировались при 700°С и напряжении 60 МПа, после чего
подвергались отжигу при 900, 1000, 1100°С в течение 125 ч. Анализ получен-
ных данных показал, что промежуточный высокотемпературный отжиг хотя
существенно ослабляет эффекты ускорения диффузии, вызванные деформа-
цией, но полностью не устраняет: после предварительной деформации (12,1%)
и отжига при 900°С D3 возрастает в 4,5 раза, a Dr — в 1,5 раза по сравнению
с диффузией в недеформированном состоянии.
91
Таким образом, изменения, вызванные холодной или горячей деформацией,
весьма устойчивы и, вероятно, могут вызвать необратимые структурные изме-
нения. Во всяком случае, устранение эффектов (увеличение диффузионной
подвижности), вызванных деформацией, достигается после отжига при высокой
температуре, значительно превосходящей температуру рекристаллизации ме-
талла. Это является одной из причин, почему литые сплавы для лопаток га-
зовых турбин превосходят по уровню жаропрочности деформируемые сплавы.
Структурные факторы стабильности
При оценке термодинамических и особенно кинетических факторов ста-
бильности существенное значение имеет структурный аспект проблемы. Ре-
альные сплавы вследствие особенностей структуры практически всегда отли-
чаются внутренней нестабильностью. Она обусловлена наличием дефектов
структуры - неравновесными вакансиями, дислокациями, поверхностями раз-
дела и др., порождающими избыточную энергию, от которой система стре-
мится избавиться. Особую роль здесь играет поверхностная энергия, приво-
дящая, при наличии кинетических условий, к укрупнению частиц, сфероиди-
зации, перераспределению и аннигиляции дислокаций, стоку вакансий на
поверхность границ зерен и фаз и т.д.
Процессы коагуляции фазы
Ярким примером процесса, в котором переплетаются термодинамические
и кинетические параметры и который вместе с тем характеризует изменение
и дестабилизацию структуры, является процесс коагуляции.
Согласно теории Лившица — Слезова — Вагнера, при достаточно большой
продолжительности или на развитой стадии коагуляции
8ЛАфф CVm
О + 9RT х ’
(2.16)
где Гц — радиус частицы в начальный момент; 7 — средний размер частицы;
рГ — поверхностная энергия границы раздела фаз; Д,фф — эффективный ко-
эффициент диффузии процесса массопереноса, приводящего к росту части-
цы; С — растворимость; Vm — молярный объем; т — время.
Экспериментальная проверка теории (С.Т. Кишкин, С.З. Бокштейн с
сотр.), подтвердившая ее справедливость, была проведена при изучении коа-
гуляции интерметаллида Ni3Al (у') ~ основной упрочняющей фазы никелевых
жаропрочных сплавов. Энергия активации процесса коагуляции (0К) оказа-
лась равной энергии активации диффузии алюминия [бд = 2698,8 кДж/моль
(64 ккал/моль)] в никелевой матрице (у-фазе).
Все расчеты справедливы для частиц сферической (кубической) формы.
В частности, они применимы также для процесса коагуляции карбидов в жа-
ропрочных никелевых сплавах. Сильная разноосность коагулирующих час-
тиц, а также большая упругая деформация требуют введения соответствую-
щих поправок.
92
Коагуляция фаз при старении обычно сопровождается уменьшением плот-
ности дефектов (дислокаций).
Таким образом, процесс коагуляции выделений, характеризующий измене-
ние стабильности структуры и свойств (в частности, жаропрочности), в рав-
ной степени определяется термодинамической (поверхностной энергией) и
кинетической (коэффициентом диффузии) характеристикой.
Следует также заметить, что скорость коагуляции может сильно зависеть
от изменения содержания примесей. Например, более высокий потенциал
кислорода резко уменьшает скорость коагуляции нитрида (Fe4N) в сплаве Fe
4- 0,05 % (масс.) N, что объяснялось адсорбцией кислорода на поверхности
раздела матрица — включение [11].
4. Особенности структуры жаропрочных сплавов
в связи с ликвацией
Образование ряда фаз в литейных жаропрочных сплавах (у'эвт, части кар-
бидов, возникающих из расплава, а также некоторых карбидов, появляющих-
ся в результате карбидных реакций при высоких температурах, и т.д.) в оп-
ределенной степени обусловлено дендритной ликвацией. Нужно отметить, что
применительно к жаропрочным сплавам ликвационная неоднородность все-
гда привлекала к себе большое внимание. Повышение рабочих температур до
1000°С и выше приводит к значительной активизации диффузионных про-
цессов. Поэтому диффузия, обусловленная ликвационной неоднородностью,
становится одной из главных причин возникающих в сплавах структурных
изменений и, следовательно, нестабильности свойств при длительной эксплу-
атации. Указанное в еще большей степени относится к сплавам с направлен-
ной структурой, которые в силу более высокой жаропрочности имеют рабо-
чую температуру на 30—70°С выше, чем сплавы с равноосной структурой.
Ликвация при дендритной кристаллизации обусловлена, как известно, не-
достаточной скоростью диффузии элементов в твердой фазе при затвердева-
нии и, как следствие, накоплением в жидкости перед фронтом кристаллиза-
ции элементов, оттесняемых в процессе затвердевания в расплав. Оси денд-
ритов закристаллизовавшегося металла обогащены элементами, повышающими
температуру плавления, межосные пространства имеют более высокую кон-
центрацию элементов, снижающих Ts. Таким образом, дендритная ликвация
является результатом как термодинамических, так и кинетических факторов.
Аналитическое рассмотрение проблемы дендритной ликвации достаточно пол-
но представлено в [35].
В двойных системах на основе никеля алюминий практически не ликви-
рует при кристаллизации сплава [36]. Степень ликвации Mo, Сг, Fe и V
невелика (коэффициент ликвации 1,2), причем эти элементы обогащают
межосные пространства (положительная ликвация). Ti, Nb и Та являются
сильно ликвирующими в межосную зону элементами. W и Со, наоборот, в
большей степени концентрируются в осях дендритов (отрицательная ликва-
ция). Характер ликвации в двойных системах на основе никеля сохраняется
в тройных сплавах, при этом степень положительной ликвации А1 и Мо, а
93
также отрицательной ликвации W возрастает. Дальнейшее усложнение леги-
рования (четверные системы) приводит к увеличению степени ликвации W и
Ti, в особенности при совместном легировании этими двумя элементами.
Исследования ряда промышленных никелевых сплавов, подтвердив получен-
ные для более простых систем результаты, показали вместе с тем, что Ti и
Nb активно влияют на уровень и даже направление ликвации Сг: в сплавах
без Ti ликвация положительная, а при легировании Nb или Ti — отрицатель-
ная. Впервые обогащение W осей дендритов в жаропрочных сплавах было
установлено при их авторадиографическом исследовании [37]. Междендрит-
ные пространства никелевых жаропрочных сплавов обогащены также А1 и С,
а дополнительное легирование Hf приводит к обогащению междендритных
участков этим элементом.
Микроструктурные исследования показали, что в областях, обедненных А1
и Ti, размер выделившихся частиц /-фазы меньше, чем в областях, обога-
щенных этими элементами (Э.В. Поляк, Н.С. Герчикова и др.).
Изучение высокопрочных сплавов разного легирования [38] как с рав-
ноосной, так и с направленной структурой при скоростях кристаллизации
0,4 (плоский фронт затвердевания), 24, 120 и 480 см/ч (табл. 2.10) позво-
лило установить, что термическая обработка сплавов с направленной и рав-
ноосной литой структурой уменьшает их ликвационную неоднородность.
Диффузия в твердой фазе при высокой температуре приводит к заметному
выравниванию состава между осями дендритов и межосными участками.
Коэффициенты ликвации таких элементов, как Ti, W, Nb и Hf, при стан-
дартных режимах термообработки уменьшаются до 1,1; 1,2; 1,1 и 1,6 соот-
ветственно.
Таблица 2.10. Коэффициенты ликвации элементов в различных сплавах в зависимости от
условий кристаллизации
Тип струк- туры*	Скорость НК, см/ч	Коэффициент ликвации X** элементов								
		А1	Со	Сг	Мо	W	Ti	Nb	Hf	V
					Сплав 1					
РК	—	+ 1,1	-1,09	-1,02	1,13 -	-1,47	+ 1,4	+ 1,45	—	—
НК	0,4	+ 1,02	-1,02	-1,04	1,25	-1,2	+ 1,2	+ 1,63	—	—
НК	24	+ 1,09	-1,09	-1,13	1,63	-1,6	+ 1,7	+2,1	—	—
НК	120	+ 1,12	-1,1	-1,02	1,3	-1,6	+ 1,8	+ 1,6	—	—
НК	480	+ 1,2	-1,2	-1,07	1,2	-1,4	+1,6	+ 1,7	—	—
					Сплав II					
РК	—	+ 1,23	-1,28	-1,6	-1,2	-1,3	+ 1,7	+ 1,6	+4,1	-1,03
НК	24	+ 1,21	-1,28	-1,6	-1,2	-1,5	+ 1,8	+ 1,8	+3,05	-1,05
НК	120	+ 1,18	-1,35	-1,4	-1,2	-1,5	+ 1,7	+2,1	+2,5	-1,06
					Сплав III					
НК	24	+ 1,02	-1,1	-1,02	-1,1	-1,7	+ 1,5	+ 1,8	—	-2,1
*РК и НК — равноосная и направленная кристаллизация соответственно.
** Значения К с «+» и «—» — для положительной и отрицательной ликвации соответ-
ственно.
94
Полученные результаты позволяют обосновать следующие общие законо-
мерности дендритной ликвации в высокожаропрочных сплавах и ее особен-
ности при НК:
—	в сплавах этой группы направление ликвации Al, Ti, Nb и Hf положи-
тельное, а Со и W — отрицательное и соответствует направлению их ликва-
ции в двойных системах Ni—М;
—	в сложнолегированных сплавах без Hf дендритная ликвация А1, Со и Сг
незначительна (К = 1,02—1,2);
—	ликвация Ti и Nb, образующих с никелем конгруэнтно плавящиеся со-
единения, достаточно велика (^пах= 2,1);
—	ликвация W в сложнолегированных сплавах развита сильнее, чем в двой-
ных сплавах;
—	в сложнолегированных сплавах направление ликвации Сг становится
отрицательным.
Из всех основных легирующих элементов в никелевых сплавах наиболее
сильно ликвирует Hf (К = 4,1—2,5). Это обстоятельство достаточно важно,
ибо в настоящее время в литературе много пишется о том, что Hf произвел
«революцию» в теории легирования жаропрочных сплавов. Приводятся мно-
гочисленные доказательства его положительного влияния на структуру и свой-
ства и мало пишется о недостатках, связанных с введением Hf. Представлен-
ные результаты показывают, что Hf, совершенствуя структуру, потенциально
является в то же время (вследствие присущей ему весьма высокой ликваци-
онной способности) элементом, который может приводить к ее (структуры)
существенным изменениям в процессе высокотемпературных нагревов. Поэто-
му вводить его в состав сплавов нужно достаточно осторожно и в сравни-
тельно малых количествах, с тем чтобы можно было реализовать его досто-
инства и избежать недостатков. При этом следует учитывать, что в сплавах с
направленной структурой (в особенности полученной при высоких скоростях
кристаллизации) его возможное отрицательное влияние на термическую ста-
бильность значительно слабее.
Гафний не только сам сильно ликвирует в никелевых сплавах, но при этом
изменяет еще направление ликвации Мо на отрицательное и значительно
усиливает отрицательную ликвацию Со и Сг (до —1,3 и —1,6 соответственно),
что также снижает термическую стабильность структуры.
Результаты исследований показывают, что условия кристаллизации оказы-
вают определенное влияние на дендритную ликвацию в никелевых сплавах.
Весьма значительной ликвационной способностью Hf в сплавах с равноосной
структурой, по-видимому, объясняется тот факт, что в металле одного и того
же состава, содержащего гафний, количество у'эвт при равноосной кристалли-
зации больше, чем при направленной.
В сложнолегированных сплавах без Hf при НК несколько возрастает ко-
эффициент положительной ликвации Ti и Nb по сравнению с равноосной
кристаллизацией, а в сплавах с Hf незначительно увеличивается коэффици-
ент отрицательной ликвации W и положительной Nb.
Наименьшей ликвацией характеризуются сплавы, полученные методом НК
с плоским фронтом затвердевания (скорость 2,4 см/ч), хотя и в этом случае
наблюдается некоторая ликвация Мо, Ti и Nb (К = + 1,2—1,3). Повышение
95
скорости НК до 120 см/ч приводит к увеличению степени ликвации W, Ti и
Nb, при этом уровень ликвации элементов практически одинаков при скоро-
стях НК 24 и 120 см/ч. Дальнейшее возрастание скорости кристаллизации до
480 см/ч приводит к снижению ликвационных характеристик и выравнива-
нию состава, что можно объяснить высокой степенью измельчения дендрит-
ной структуры.
Влияние термической обработки на ликвацию
Выше отмечалось, что при термической обработке высокожаропрочных
сплавов уровень ликвационной неоднородности снижается. Важным видом
термической обработки является гомогенизация, предусматривающая вырав-
нивание химического состава. Как правило, при гомогенизации сплавы вы-
держиваются при высокой температуре в течение 3—4 ч. Поскольку микро-
рентгеноспектральные исследования позволяют определить изменение уровня
дендритной ликвации после различных выдержек в области высоких темпе-
ратур, появляется возможность рассчитывать время, необходимое для умень-
шения степени дендритной ликвации до требуемого уровня любого из изу-
ченных элементов, присутствующих в сплаве, при данной температуре. Одна-
ко при чрезмерно больших выдержках (до 100 ч) вместо ожидаемой
гомогенизации может произойти гетерогенизация, если сплав склонен к об-
разованию различных фаз типа ТПУ (о, ц) или сложных карбидов. Измене-
ние ликвации, осуществляемое диффузионным путем, можно описать соот-
ветствующими законами, на основании которых получается следующая зави-
симость:
Ail R 7] J
(2.17)
где Дтр Дт2 “ время, необходимое для изменения уровня ликвации элемента
на одинаковую величину при температурах соответственно 1\ и Т2.
Использование уравнения (2.17) позволило на основании эксперименталь-
ных данных, приведенных в табл. 2.11, рассчитывать [38] для диапазона 1100—
1260°С температурно-временную зависимость снижения уровня дендритной
ликвации для сплавов ЖС6У, ЖС6У (НК), а также для высокожаропрочных
сплавов с гафнием (РК и НК). Анализ полученных результатов показал, что
выдержки, необходимые для выравнивания концентрации элементов в осях и
межосных пространствах по вольфраму, титану и ниобию, достаточно близки
(для вольфрама требуемое время несколько больше). Значительно большее
время (чем для этих элементов) требуется для выравнивания состава по гафнию.
Повышение температуры гомогенизации является эффективным средством
снижения уровня ликвационной неоднородности. Так, в сплаве с гафнием
(НК) для снижения уровня его ликвации до значений К = 1,1 (при 1200°С)
требуется около 15 ч, для вольфрама, титана и ниобия при тех же услови-
ях — соответственно 9 и 7 ч, в то время как при 1240°С необходимая продол-
жительность выдержки составляет 8 ч для гафния, 4 ч для вольфрама и 3 ч
для титана и ниобия, т.е. примерно в два раза меньше.
96
Таблица 2.11. Влияние режима гомогенизации на уровень дендритной ликвации сплава
ЖС6У
Сплав, способ отливки	Режим гомогенизации		Коэффициент ликвации К* элементов			
	Т, °C	т, ч	Ti	Nb	W	Hf
ЖС6У-РК	1100	30	+ 1,3	+ 1,3	-1,4	—
		50	+ 1,3	+ 1,05	“1,1	—
	1200	4	+1,1	+ 1,1	“1,2	—
		6	+ 1,07	+ 1,1	-1,1	—
ЖС6У-НК	1100	50	+ 1,3	+ 1,05	“1,1	—
	1210	4	+ 1,2	+ 1,2	-1,4	—
	1225	2	+ 1,2	+ 1,3	-1,4	—
		4	+ 1,1	+ 1,1	-1,2	—
		6	+ 1,05	+ 1,07	-1,1	—
ЖС6У-РК	1100	30	+ 1,2	+ 1,3	-1,з	+ 1,9
(модифициро-		50	+ 1,1	+ 1,2	-1,2	+ 1,9
ванный)		60	+ 1,1	+ 1,1	-1,1	+ 1,5
		80	+ 1,03	+ 1,05	-1,07	+ 1,2
	1220	3	+ 1,1	+ 1,1	“1,1	+2,0
	1230	3	+ 1,1	+ 1,04	-1,1	+ 1,8
ЖС6У-НК	1100	50	+ 1,1	+ 1,2	-1,2	+ 1,9
(модифициро-		60	+ 1,1	+ 1,1	-1,1	+ 1,5
ванный)		80	+ 1,03	+ 1,05	-1,07	+ 1,2
	1230	3	+ 1,2	+ 1,2	-1,3	+ 1,3
	1240	3	+ 1,1	+ 1,1	“1,3	+ 1,4
	1250	3	+ 1,04	+ 1,1	-1,1	+ 1,3
		6	+ 1,04	+ 1,05	-1,1	+ 1,1
* Со знаком « + »	и « -	-» - ликвация	положительная и отрицательная соответственно.			
Анализ данных, приведенных в табл. 2.11, показывает, что уменьшение
коэффициента ликвации при изотермических выдержках достаточно хорошо
описывается зависимостью вида
К = 1 + (Ко - 1) е~Вх ,	(2.18)
где KQ — исходный коэффициент ликвации элемента при т = 0; В — кон-
станта.
Экспериментальные значения 1п(^~1) элементов — титана, ниобия,
вольфрама и гафния — в сплаве с гафнием (НК) при t = 1100°С являются
линейными функциями т (рис. 2.10). Это позволяет, используя отдельные
экспериментальные точки, рассчитывать изменение К при изотермических
выдержках сплава. Расчеты показали, что в результате выдержки данного
сплава при 1240° С через 2 ч коэффициент ликвации титана уменьшается с
1,8 до 1,2, ниобия — с 1,8 до 1,17, вольфрама — с -1,5 до —1,23 и гафния -
с 3,06 до 1,52. Состав сплава практически выравнивается в первые 1,5—2 ч,
дальнейшее уменьшение ликвации протекает значительно медленнее. Укажем,
4— 1051
97
Рис. 2.10. Изменение коэффициентов ликва-
ции (К) Ti(o), Nb(A), W(d) и Hf($) в высо-
кожаропрочном никелевом сплаве направлен-
ной кристаллизации после изотермической
выдержки при 1100°С (т - продолжительность
нагрева)
что в соответствии с теми же рас-
четами коэффициент К наиболее
сильно ликвирующего элемента
гафния через 4 ч выдержки при
той же температуре снижается до
1,23, т.е. если через 2 ч коэффи-
циент ликвации уменьшается на
1,54, то через 4 ч — на 1,83, что
всего лишь на 19% больше. Полу-
ченные данные показывают, что
имеется возможность значитель-
ного (в 1,5—2 раза) уменьшения
продолжительности гомогениза-
ции высокожаропрочных сплавов
при их термообработке. Этот ре-
зультат является достаточно важным, поскольку выше показано, что в про-
цессе выдержки при 1240°С в течение 4 ч в высокожаропрочном сплаве с
гафнием протекают карбидные превращения, приводящие к образованию
пластинчатых карбидов М6С, что снижает механические свойства сплава.
5. Поверхности раздела и легирование
Успехи в совершенствовании никелевых жаропрочных сплавов в значи-
тельной мере определяются результатами, достигнутыми при исследованиях
межфазных, межзеренных и других границ раздела. Границы, являющиеся
источником зарождения и стока вакансий и дислокаций, представляют со-
бой наиболее уязвимые места в сплавах и в значительной мере определяют
уровень прочности в условиях длительного высокотемпературного нагруже-
ния. Направленное легирование, обеспечивающее улучшение состояния гра-
ниц, позволяет заметно повысить основные эксплуатационные свойства спла-
вов. Так, микролегирование бором и цирконием сплава с равноосной
структурой U500 дало возможность увеличить при 870°С его долговечность
в 13 раз, относительное удлинение в 7 раз, предел длительной прочности
в 1,9 раза.
Поскольку объем граничных пространств чрезвычайно мал по сравнению
с объемом сплава, то оказывается достаточным введение очень малого коли-
чества легирующих элементов, чтобы было достигнуто значительное улучше-
ние основных механических характеристик. С другой стороны, микролегиро-
вание — лишь одно из направлений упрочнения границ.
Современные сплавы не только, как правило, поликристалличны, но и
многофазны. Таким образом, поверхности раздела: границы зерен и фаз, суб-
границы, внешняя поверхность — являются важнейшими элементами струк-
туры, определяющими во многих случаях стабильность сплавов. Ниже приво-
дятся некоторые данные (полученные, главным образом, изотопными метода-
ми применительно в основном к никелевым сплавам), иллюстрирующие
особенности строения и свойства этих элементов структуры.
98
Границы зерен (ГЗ)
Рассмотрим в соответствии с [11] проблемы диффузионной подвижности
по ГЗ. Как известно, до сих пор нет законченной теории ГЗ. Одна из наи-
более принятых в настоящее время моделей структуры большеугловых гра-
ниц — это модель совпадения узлов решетки, т.е. узлов, где решетки двух
соседних кристаллов, образующих границу, совпадают. При определенных ра-
зориентировках соседних зерен, когда плотность узлов совпадения велика,
строение границ более упорядочено, возникают так называемые специальные ГЗ.
Поведение сплавов при высоких температурах в значительной мере зави-
сит от состояния ГЗ, и данные, получаемые, в частности, авторадиографи-
ческими методами, представляют большой интерес.
Известно, что диффузия по ГЗ идет в тысячи и десятки тысяч раз интен-
сивней, чем в теле зерна. Этот эффект тем ярче, чем ниже температура, когда
диффузия затруднена и атомы ищут для своего перемещения более легкие
пути: дефекты структуры, поверхности раздела и прежде всего ГЗ. С повы-
шением температуры, в связи с увеличением общей подвижности атомов,
различие постепенно размывается.
Характерно, что специфическое состояние границ, проявляющееся, в част-
ности, в опережающей диффузии, наблюдается вдоль довольно широкой зоны
толщиной в несколько микрометров (рис. 2.11), что, по крайней мере, на
три порядка больше кристаллографической ширины границы, т.е. зоны, в ко-
торой осуществляется переход от зерна с одной разориентировкой к зерну с
другой. Впервые это удалось показать методом электронно-микроскопичес-
кой авторадиографии после статистической обработки панорамных микрофо-
тографий авторадиограмм — реплик.
Исследование никеля и его сплавов показали, что диффузионная ширина
границы зависит от состава и истории сплава: вредные примеси (например,
олово) расширяют ее, полезные (например, вольфрам), наоборот, сужают.
Она, что важно подчеркнуть, «предчувствует» процесс разрушения при вы-
сокой температуре и растет по мере приближения к разрушению: уже после
выработки четверти ресурса ма-
териала картина граничной
диффузии заметно меняется:
она становится неоднородной,
а на участках поперечных (от-
носительно приложенных на-
пряжений) границ возрастает в
несколько раз (рис. 2.12). Та-
ким образом, диффузионная
ширина границы может слу-
жить характеристикой эксплуа-
тационной надежности жаро-
прочного сплава.
Важно подчеркнуть, что каж-
Рис. 2.11. Граничная самодиффузия 63Ni в никеле
при 1000°С. Авторадиограмма - реплика (х3400)
дая граница имеет свое харак-
терное строение и свойства, в
4*
99
Рис. 2.12. Граничная самодиффузия 63Ni в сплаве Ni — 9% Мо после
испытания на долговечность (длительная прочность при 700°С и 70
МПа). Авторадиограмма — реплика (х2500)
том числе диффузионные и термодинамические [39]. Согласно модели решет-
ки узлов совпадения, при определенных углах разориентировки соседних кри-
сталлов образуются специальные границы с упорядоченными строением и
свойствами. Энергия активации диффузии по данной границе может прибли-
жаться к таковой для тела зерна.
Рассмотренная ситуация может иметь место и в сложнолегированных
сплавах. В настоящее время широкое применение в промышленности нахо-
дят сплавы, получаемые НК. В таких сплавах ориентированными оказыва-
ются и ГЗ. Исследования этих сплавов (в том числе эвтектических) методом
авторадиографии косого среза показали, что помимо обычных границ с
обычной диффузионной проницаемостью в них присутствует система упоря-
доченных границ с энергией активации диффузии, приближающейся к тако-
вой для тела зерна.
Практически почти нет данных о термодинамических свойствах ГЗ, но
не вызывает сомнений меньшая их термодинамическая стабильность по срав-
нению с телом зерна. Можно полагать, что скорость сублимации на ГЗ боль-
ше, чем в объеме, о чем, в частности, свидетельствует «растравливание» ГЗ
100
после длительного пребывания образца в глубоком вакууме при достаточно
высоких температурах. Это же подтверждают авторадиографические данные.
Известно также, что ГЗ, как и всякая поверхность раздела, обладают неко-
торой избыточной энергией и что эта энергия зависит от разориентировки
соседних зерен. При определенных разориентировках, когда образуются спе-
циальные границы, энергия границы минимальна и стабильность атомов на
границе ближе к таковой для атомов в объеме.
Однако стабильность ГЗ можно повысить не только изменением структу-
ры границ. Другая возможность изменить кинетические и термодинамичес-
кие свойства и, таким образом, структурную стабильность ГЗ заключается в
изменении состава сплава. Так, при переходе от никеля технической чисто-
ты к никелевым сплавам — нихрому, нимонику, сплавам типа ЖС — энер-
гия активации самодиффузии по мере усложнения сплава возрастает как в
объеме, так и по ГЗ, однако при этом возрастает также отношение (2Г/(23 от
0,5—0,6 до 0,7—0,8, т.е. ГЗ по своим кинетическим свойствам приближается
к телу зерна.
Качественно аналогичный эффект может быть достигнут без изменения
системы легирования и состава сплава в целом, с помощью введения в сплав
малых добавок — микролегирования. Так, введение в технический никель
всего 0,02% Се увеличивает долговечность металла (Г = 700°С, о = 40 МПа)
в 24 раза. Естественно предположить, что микродобавки локализованы на
ключевых элементах структуры, «емкость» которых мала, а влияние на свой-
ства значительное. Микролегирование представляет собой, по существу, при-
цельное легирование наиболее уязвимых структурных элементов сплава —
внешних и внутренних поверхностей раздела, в частности ГЗ.
В настоящее время известен ряд элементов, локализующихся на границах
раздела и активно воздействующих на их состояние, в частности на диффу-
зионные свойства. К ним относятся редкоземельные и щелочно-земельные
металлы, бор, цирконий и др. Бор - одна из наиболее популярных микро-
добавок — оказывает влияние как на термодинамические, так и на кинети-
ческие (диффузионные) свойства ГЗ, в частности, в никеле и его сплавах.
Введение всего 0,01% В в никель и его сплавы, как показали изотопные
исследования, уменьшает коэффициент самодиффузии никеля примерно на
порядок по ГЗ и в несколько раз — в теле зерна; энергия активации диффу-
зии по ГЗ возрастает примерно на 25%, а теплота сублимации, по данным
авторадиографических исследований, — примерно на 10%.
Растворимость бора в никеле мала (10"3% при 1000°С) и заметно растет с
измельчением зерна, что является косвенным свидетельством его горофиль-
ности. Методом трековой авторадиографии (с применением активации спла-
ва нейтронами) было показано, что бор в количестве менее 0,015% в слож-
нолегированных литых и деформированных никелевых сплавах (ВЖЛ12У,
ЖС6У и др.) находится преимущественно по ГЗ (рис. 2.13), а коэффициент
распределения между границей и телом зерна превышает 102. Характерно,
однако, что если в сплав ВЖЛ12У одновременно ввести лантан в количе-
стве, большем некоторой критической величины (0,02%), то бор вытесняет-
ся с границ зерен (Л.Б. Василенок). По-видимому, горофильная способность
лантана выше, чем у бора. Весьма вероятно, что конкуренция за «удобные»
101
места на ГЗ происходит между легирующими микродобавками и вредными
примесями, и в этом еще одна возможность полезного влияния микродоба-
вок. Характерно, что оптимальные свойства никелевого сплава (длительная
прочность) получены при таком содержании лантана, когда бор еще оста-
вался на ГЗ, что подчеркивает важность правильного выбора концентрации,
особенно при комплексном микролегировании.
С помощью метода авторадиографии фольг, сочетающего авторадиографию
высокого разрешения и просвечивающую электронную микроскопию, пока-
зано [11], что введение в высоколегированный никелевый сплав (ЖС6-Ф)
0,015% В приводит также к образованию весьма дисперсных (около 0,1 мкм)
боридов типа Ni3B, располагающихся на внутренних поверхностях раздела,
главным образом на ГЗ. Они уменьшают скорость диффузии, скорость пере-
мещения дислокаций, скорость коагуляции упрочняющей фазы и, в конеч-
Рис. 2.13. Локализация бора на границах зерен в
сплаве ВЖЛ12У. Трековая авторадиограмма, тем-
ное поле (х200)
Рис. 2.14. Граничная самодиффузия 63Ni в спла-
ве ВЖЛ12У при 900°С. Авторадиограмма - мик-
роструктура (х800)
ном счете, скорость ползучести.
Это означает, что структурная
стабильность сплава в условиях
длительного воздействия высо-
ких температур и напряжений
возрастает.
С помощью авторадиографии
наблюдалась также локализация
редкоземельного металла (про-
метия) на ГЗ литого никелевого
сплава (ЖС6У). На следующей
авторадиограмме показано, как
карбидная частица (МС), «удоб-
но» расположившись на ГЗ ни-
келевого сплава (ВЖЛ12У), пре-
рывает диффузионный поток
(рис. 2.14).
Обогащение ГЗ горофиль-
ными примесями является, по-
видимому, одной из причин
появления эффекта зерногра-
ничной наследственности, зак-
лючающейся в том, что ГЗ до-
рекристаллизованного металла
обнаруживаются после завер-
шения первичной рекристалли-
зации. Эффект зернограничной
наследственности впервые об-
наружен с помощью авторади-
ографии: в этом случае отме-
чается двойная сетка — пре-
имущественная диффузия по
«старым» и новым границам
зерна.
102
Стабильность наследственных границ (которую можно оценивать авто-
радиографически по величине перегрева сплава выше Грекр) растет при ле-
гировании сплава элементами, сильно отличающимися от атомов матрицы,
еще более — при наличии дисперсных частиц второй фазы. Примесь бора
(0,1%), например, настолько стабилизирует исходные ГЗ никеля, что при
нагреве до 1100°С (на 550°С выше Грекр) авторадиографически еще наблю-
даются две сетки: одна соответствует новым границам рекристаллизован-
ного металла, другая — дорекристаллизованного.
Управление процессами образования границ зерен. в литейных жаро-
прочных никелевых сплавах (и, следовательно, степенью их совершенства)
с помощью микролегирования или различных технологических приемов по-
зволяет обеспечить наилучшее сочетание свойств в отливках. В сплавах с
равноосной структурой, в соответствии со сложившимися к настоящему
времени представлениями, зерна должны быть примерно одинаковыми по
размеру и малыми по величине. Если к началу 1970-х гг. рекомендуемый
размер зерна для литейных сплавов составлял 0,4—3,2 мм, то имеющиеся
сегодня технические возможности позволяют значительно сузить этот интер-
вал и обеспечить в отливках более равномерное зерно размером 0,5—1,0 мм,
что существенно повышает стабильность свойств материала.
Указанные требования к оптимальному размеру зерен объясняются слож-
ной ролью межзеренных границ в развитии диффузии и дислокационных
процессов, приводящих к разрушению при различных условиях нагружения
материалов. Они определяются следующими соображениями.
1.	При кратковременных испытаниях на разрыв (наибольшие напряжения
при коротком времени воздействия силовой нагрузки) разрушение идет или
по телу зерна (низкие и средние температуры), или по телу зерна и грани-
цам (высокие температуры). В этих условиях нагружения пластическая де-
формация возникает в результате скольжения вдоль наиболее плотноупако-
ванных плоскостей. Границы зерен являются препятствием для перемеще-
ния дислокаций, определяющих процессы сдвига. Напряжение течения в
этом случае связано обратной зависимостью с размером зерна: чем оно мель-
че, тем выше предел текучести. Скорость распространения трещины в мате-
риале с более мелким зерном ниже, поскольку на пути трещины значитель-
но чаще встречаются препятствия в виде кристаллографически неблагопри-
ятным образом расположенных областей (как показывают фрактографические
исследования изломов, на границах зерен в большинстве случаев наблюда-
ются ступеньки, с которых начинается рост новой трещины в несколько
ином направлении). Таким образом, более высокие кратковременные проч-
ностные свойства, а также пределы выносливости и текучести реализуются у
сплавов с более мелким (до определенного предела) зерном, что неоднок-
ратно подтверждалось в экспериментах. Пластичность при этом также воз-
растает, поскольку основное влияние на ее снижение оказывают достаточно
хрупкие фазы — карбиды, бориды, нитриды, оксиды и др., располагающиеся
по границам зерен, а при измельчении зерен эти фазы тоже измельчаются,
что улучшает условия пластической деформации.
2.	При испытаниях на ползучесть границы зерен представляют собой наи-
более благоприятную область для зарождения пор, растущих за счет диффу-
103
Рис. 2.15. Схематическое
изображение разнозернис-
той структуры (А - об-
ласть, где сходятся грани-
цы нескольких зерен раз-
ной величины)
зии вакансий и их конденсации на зародышевых
микродефектах. В этом случае разрушение идет по
границам зерен, в поперечном направлении по от-
ношению к наибольшему действующему напряже-
нию в лопатке. Кроме того, повышение плотности
дислокаций вблизи границ зерен приводит к уско-
рению потери когерентной связи решеток у- и у'-
фаз в этих участках. При испытаниях на ползучесть
при 900°С образование стенок и сеток эпитакси-
альных дислокаций, свидетельствующее о наруше-
нии когерентности, в приграничных областях на-
ступает гораздо раньше, чем в теле зерен. Поэтому
сплавы с мелким зерном значительно хуже работа-
ют в условиях ползучести по сравнению с матери-
алами, структура которых состоит из более круп-
ных (до оптимального размера) зерен.
3.	Разнозернистость, при которой наблюдаются области, где к границе
одного большого зерна сходятся несколько границ более мелких зерен
(область А на рис. 2.15), оказывает неблагоприятное влияние на жаропроч-
ные свойства, поскольку такие места являются более дефектными — веро-
ятность образования и скорость развития микропор в них существенно
выше. Процессы ползучести в разнозернистом материале развиваются не-
равномерно.
Не случайно поэтому требования к оптимальной макроструктуре являют-
ся одними из наиболее важных при обеспечении высокого комплекса эксп-
луатационных свойств лопаток ГТД.
В настоящее время в промышленности стали широко использовать новые
методы управления макроструктурой литых сплавов, в частности поверхнос-
тное модифицирование и направленную кристаллизацию. Поверхностное мо-
дифицирование позволяет создать в тонком поверхностном слое отливки рав-
номерную мелкозернистую структуру, что существенно повышает сопротив-
ление материала появлению первой трещины, которая, как известно, в
большинстве случаев образуется с поверхности. Применение поверхностного
модифицирования позволяет увеличить усталостную прочность и кратковре-
менную прочность на 10—20% [40].
При направленной кристаллизации границы зерен в направлении, попе-
речном действию основной силовой нагрузки, отсутствуют. Вследствие ука-
занных выше факторов это приводит к значительному повышению длитель-
ной прочности, пластичности и выносливости при высоких температурах.
В приграничных областях зерен наблюдается увеличенное содержание
бора и легкоплавких металлов — олова, свинца, висмута и др. Легкоплавкие
металлы представляют собой адсорбционно-активную среду, которая взаимо-
действует с жаропрочными сплавами в приграничных областях, вызывая сни-
жение прочности (эффект Ребиндера). Установлено, что легирование ими (в
частности, оловом) приводит к увеличению диффузионной ширины границы
зерна примерно в 2 раза (до 8 мкм) и возрастанию коэффициента зерногра-
ничной диффузии почти в 3 раза. Легирование тугоплавкими металлами
104
(вольфрамом) в противоположность олову приводит к некоторому сужению
диффузионной ширины границ зерен.
Положительное влияние бора, наряду с указанным ранее, заключается
также и в том, что в его присутствии резко снижается коэффициент диффу-
зии легкоплавких примесей по границам, а наличие дисперсных боридов за-
держивает движение дислокаций и процессы диффузии, замедляет ползучесть
и развитие разрушения [41].
Методы радиоактивных изотопов оказались весьма эффективными при ис-
следованиях границ зерен. С их помощью получена новая и чрезвычайно
важная информация о вкладе тех или иных элементов или фаз на их основе
в упрочнение границ. Показано, что малые добавки РЗМ (радиоактивный
прометий в сплаве ЖС6У) сосредоточены в центрах фазовых образований,
располагающихся на границах зерен и выделяющихся из жидкости в конце
кристаллизации [25]. Таким образом, установлено положительное модифи-
цирующее влияние РЗМ, заключающееся в том, что они, имея значительно
больший по сравнению с никелем атомный диаметр и вследствие этого весь-
ма низкую растворимость в твердом растворе, при затвердевании вытесня-
ются вместе с остающейся жидкостью к периферии кристаллов и, являясь
дополнительными центрами кристаллизации, способствуют улучшению про-
цессов выделения различных фаз на границах зерен и тем самым совершен-
ствуют границы. Возможно также, что эти элементы сами улучшают струк-
турное соответствие на границах, располагаясь в «дефектных» местах, обра-
зуемых при сочленении решеток соседних зерен (на вероятность подобного
механизма «залечивания» границ атомами бора указывается в работе [42]).
Добавки иттрия способствуют эффективному измельчению зерна в никеле-
вых сплавах. Положительное влияние иттрия и других РЗМ, бора и цирко-
ния заключается также и в том, что при малом их содержании они способ-
ствуют измельчению и округлению карбидных частиц. При большом содер-
жании циркония (~ 0,2%) размеры карбидных включений возрастают, что
приводит к снижению свойств сплавов. Бор с участием циркония и других
металлических элементов образует на границах сложные бориды, которые
оказывают двойное положительное воздействие на сплав.
1. Боридные включения так же, как и карбиды, являются дополнитель-
ными дисперсионными упрочнителями.
2. При образовании боридов в них захватываются вредные примеси (оло-
во, свинец, висмут и др.), содержание которых в сплавах специально ограни-
чивают, но они потенциально могут присутствовать, попадая из исходных
легирующих материалов или в результате реакции с тиглем и формой. Эти
элементы, имеющие низкие температуры плавления, при нагреве образуют
различные легкоплавкие соединения, что приводит к резкому разупрочнению
сплавов при высоких температурах. Бориды данных элементов отличаются
более высокой температурой плавления и поэтому оказывают положительное
влияние на стабильность структуры. В результате подобного действия бора и
циркония прочностные и пластические свойства сплавов заметно возрастают.
Присадка бора резко снижает содержание в сплаве кислорода и неметалли-
ческих включений. Введение оптимального количества добавок бора, церия и
циркония не только повышает время до разрушения при 800°С в 4—6 раз, но
105
при этом термостойкость литых деталей увеличивается в 1,5—2 раза. Однако
надо иметь в виду, что введение этих добавок сверх оптимальной величины
может приводить к ухудшению свойств.
В настоящее время считается, что бор, цирконий, а также РЗМ должны
обязательно присутствовать в никелевых сплавах, но в оптимальном для каж-
дого конкретного состава количестве.
Гафний оказывает заметное положительное влияние на свойства сплавов
благодаря тому, что он улучшает морфологию карбидов, лежащих на грани-
цах. В результате прочность границ повышается, охрупчивающее действие
карбидных включений ослабляется и, следовательно, возрастает пластичность
при ползучести, в особенности в поперечном направлении у сплавов со стол-
бчатой направленной структурой.
Границы фаз (ГФ)
Структурная стабильность жаропрочных сплавов существенно определяет-
ся также состоянием другой важнейшей внутренней поверхности раздела —
границей фаз. Роль ГФ в формировании свойств особенно возросла в связи
с тенденцией увеличения объемной доли упрочняющих фаз (количество ко-
торых достигает 50-60% и более) и соответственно суммарной поверхности
межфазных границ, наблюдаемой в современных высокотемпературных спла-
вах. Краеугольным камнем гетерофазной теории жаропрочности является
роль, которую ГФ играют в формировании свойств сплавов.
Был сделан расчет (Гилман) скорости движения дислокаций в матрице,
когерентно связанной с ней упрочняющей фазе и на границе между ними
(применительно к высокожаропрочному сплаву MAR М200, содержащему 60%
у'-фазы). Оказалось, что скорость равна: в матрице 1,7-103, в упорядоченной
у'-фазе 3,3 • 102, а в смеси фаз ~ 10'3 см/с. Это означает, что основной замед-
ляющий эффект связан, главным образом, с переходом дислокаций через
ГФ — у/у'. То, что скорость перемещения дислокаций в гетерофазном сплаве
уменьшилась на 5 порядков, объясняет, в частности, такой экспериментальный
факт: предел текучести матрицы
сплава ЭИ437Б составляет 200
МПа, у'-фазы — то же (200 МПа),
а сплава в целом 700-750 МПа.
С помощью методов автора-
диографии высокого разрешения
удалось наблюдать преимуще-
ственную диффузию на грани-
цах дисперсных выделений
(0,2-2,0 мкм) у'-фазы и у-твер-
дого раствора в сложнолегиро-
ванных никелевых сплавах
(ЖС6У и др.) даже при нали-
Рис. 2.16. Самодиффузия 63Ni по границам раз-
дела фаз у/у' в сплаве типа ЖС при 1000°С. Ав-
торадиограмма — реплика (хбООО)
чии когерентной или полукоге-
рентной связи между фазами
(рис. 2.16).
106
Очевидно, что диффузионная проницаемость ГФ должна зависеть от ха-
рактера взаимодействия фаз и меняться при изменении степени когерент-
ности ГФ, поскольку при этом меняются «напряженность» и структура гра-
ницы. Методом авторадиографии косого среза показано [43], что в нике-
левом сплаве типа ЖС по ГФ у//, между которыми существует когерентная
(или полукогерентная) связь, энергия активации диффузии высокая: 294
кДж/г-атом (70 ккал/г-атом), и близка к таковой в объеме каждой из этих
фаз (у и у'). Это указывает на значительную устойчивость фазовой грани-
цы, чем и объясняются высокие стабильность и свойства никелевых спла-
вов такого типа в области температур до начала интенсивного растворения
упрочняющей у'-фазы.
Диффузия по ГФ ответственна за огрубление и изменение морфологии
фазы при нагреве под нагрузкой (например, в случае изменения морфоло-
гии у' с кубической на пластинчатую) и, следовательно, за изменение
свойств.
Коэффициент диффузии по ГФ занимает обычно промежуточное поло-
жение между таковым для границы и тела зерна. Характерно, что энергия
ГФ (так же как скорость диффузии) обычно меньше, чем у ГЗ.
Кроме структуры, состояние ГФ, подобно ГЗ, может зависеть от локаль-
ного изменения химического состава. Обогащение ГФ и соответственно из-
менение свойств может быть значительным. Так, авторадиографические ис-
следования показали, что в жаропрочных никелевых сплавах бор, РЗМ и др.
могут обогащать не только ГЗ, но и ГФ.
Бор замедляет диффузию не только по ГЗ, но и внутри зерен, в частности
по ГФ, что бесспорно полезно не только для монокристаллов, но и поликри-
сталлов. Здесь уместно напомнить точку зрения академика Н.Т. Гудцова, ко-
торый считал, что бор замещает вакансии (дырки) в кристаллической решет-
ке металла, чем и объясняется его влияние на свойства сплавов.
Таким образом, из всей совокупности приведенных результатов следует,
что для обеспечения высокой структурной стабильности при высоких темпе-
ратурах надо создать в сплаве совокупность специальных ГЗ и ГФ, характе-
ризующихся упорядоченным строением, что может быть достигнуто опти-
мальной ориентацией зерен и фаз (с помощью специальных методов крис-
таллизации), а также легированием и микролегированием сплава.
В работе [44] исследовали самодиффузию Ni по внутренним поверхнос-
тям раздела в полученном направленной кристаллизацией ЖС на основе
сложнолегированного Ni3Al, авторадиографическое (АРГ) выявление путей
ускоренной самодиффузии и структурную идентификацию этих поверх-
ностей.
Объектом исследования служил Ni3Al, легированный Ti, Сг, W, Мо, Hf и
содержащий 0,05—0,06 % (масс.) С. Литые прутки диаметром 12—15 мм вып-
лавляли методом направленной кристаллизации с использованием затравок
[001] при низком и высоком значениях градиента температуры на фронте
кристаллизации.
В качестве диффузанта использовали радиоактивный изотоп 63Ni, кото-
рый наносили слоем толщиной < 1 мкм. Диффузионный отжиг образцов
продолжительностью 10—40 ч проводили при температурах 700, 800 и 900°С.
107
По результатам измерения активности рассчитывали величину произведе-
ния коэффициента граничной самодиффузии D' на диффузионную ширину
границы 5. Рассчитанный коэффициент объемной самодиффузии 63Ni (Dv)
составил для прутков низко- и высокоградиентной кристаллизации соответ-
ственно 6,2- 10'14 и 3,2- 10'14 см2с-1.
Рассчитанные значения D S представлены в табл. 2.12. Для прутка, закри-
сталлизованного с более низким градиентом, они выше (кроме значений при
900°С). Для обоих прутков значения D S выше, чем величина самодиффузии
по малоугловым ГЗ в никелевых ЖС, и более соответствуют самодиффузии
по произвольным большеугловым ГЗ.
Исследование методами высокоразрешающей АРГ показывает, что на не-
больших глубинах (~ 1 мкм) путями ускоренной самодиффузии являются:
субграницы эвтектики, выделяемые в микроструктуре благодаря расположен-
ным на них цепочкам первичных выделений; первичные выделения на гра-
ницах и в объеме субзерен, а также ГФ составляющих эвтектики. На глуби-
нах порядка нескольких микрометров (рабочий участок концентрационной
кривой) атомы диффузанта практически полностью локализованы в находя-
щихся на субграницах первичных выделениях и отсутствуют на свободных
от первичных выделений участках субграниц.
Таким образом, меньшей проницаемостью (и граничной, и объемной) об-
ладает слиток высокоградиентной кристаллизации, хотя в силу более дис-
персной микроструктуры протяженность внутренних поверхностей раздела в
нем выше.
Итак, основными путями ускоренной самодиффузии никеля в исследо-
ванном сплаве на основе сложнолегированного интерметаллида Ni3Al явля-
ются ГФ, связанные с наличием в структуре сплава первичных р- и у'-фаз.
В их числе: внутренние поверхности раздела в p-фазе (претерпевшей струк-
турные превращения), ГФ p/у' в первичных выделениях и границы раздела
между у'перв и эвтектической колонией у' + у. Поэтому с точки зрения диф-
фузионных параметров, а следовательно, и структурной стабильности, в
структуре монокристалла данного сплава Рперв является нежелательной фа-
зой и устранение ее путем соответствующей корректировки состава сплава
может привести к повышению эксплуатационных характеристик.
Самодиффузии по субграницам монокристалла практически не вносит
вклада в общий диффузионный поток по внутренним поверхностям раздела,
и измельчение субзерен при переходе от низко- к высокоградиентной кри-
сталлизации не повышает проницаемости субзерен.
Таблица 2.12. Коэффициент граничной самодиффузии 63 Ni в монокристаллах сплава
типа ЖС
Вид кристаллизации	D'b, см3 • с при температуре, °C		
	700	800	900
Низкоградиентная	6,2 • 1(Г17	5,8 • 10~16	2,1 -10~15
Высокоградиентная	1,5-10-17	3,2 • 1(Г16	2,5 • 10-15
108
Субграницы
Важную роль в системе внутренних поверхностей раздела играет субгра-
ница — поверхность раздела внутри зерна, которая по разным причинам
может возникать в структуре металла, — в процессе кристаллизации (в том
числе при получении монокристаллов), при термомеханической обработке,
полиморфном превращении (в результате фазового наклепа), термодиффу-
зионном насыщении (например, никеля вольфрамом — элементом с силь-
но отличающимся атомным радиусом), растворении и выделении фаз, мо-
дифицировании сплава и др.
Вообще, субграница есть область, где совершенное строение кристалла
нарушено, и, следовательно, она может быть местом опережающей диффу-
зии. Хотя, в отличие от большеугловой границы, разориентировка зерен
здесь небольшая, эффекты могут быть значительными. Однако характери-
стики субграниц, в частности диффузионные, удается изменить, если из-
менить их состояние — структуру, состав. В свете изложенного большой
научный и практический интерес представляют результаты авторадиогра-
фических исследований механизма положительного влияния поверхностно-
го модифицирования [45].
Макроструктура литых жаропрочных сплавов формируется в процессе
кристаллизации и определяется числом центров кристаллизации и линей-
ной скоростью роста кристаллов. Мелкозернистую структуру при равноос-
ной кристаллизации можно получить путем увеличения интенсивности теп-
лоотвода от отливки, что способствует повышению степени переохлажде-
ния расплава и скорости зарождения центров кристаллизации. Более
эффективный метод — создание дополнительных искусственных центров
кристаллизации путем введения модификатора, что позволяет, не изменяя
интенсивности теплоотвода, существенно уменьшить величину макрозерна.
Авторами показано, что при поверхностном модифицировании литых
жаропрочных сплавов на основе никеля (ЖС6У, ВЖЛ12У и др.) алюмина-
том кобальта существенно повышается предел выносливости. Изотопные и
электронно-микроскопические исследования показали, что в результате
такого модифицирования возникает специфическая «бездендритная» струк-
тура, весьма тонкая субструктура и совершенные поверхности раздела. При
этом замедляется скорость диффузии и скорость зарождения и развития
трещин, что и объясняет наблюдаемые эффекты. Многие наблюдения и
общие соображения свидетельствуют, что субструктура и малоугловые гра-
ницы имеют большое значение для формирования свойств металлических
сплавов, в том числе литых никелевых, работающих длительное время в
области высоких температур.
Внешняя поверхность
Поверхность металла является одним из наиболее уязвимых участков об-
разца и детали. Состояние поверхности — подвижность атомов, структурные
дефекты на поверхности - во многом определяют структурную стабильность
и поведение материала в условиях эксплуатации. Известно, какую выдаю-
109
щуюся роль играет поверхность в процессах окисления, при усталостных,
термоциклических и других воздействиях на материал.
Свойства атомов на поверхности вследствие нескомпенсированности атом-
ных связей отличаются от свойств атомов внутри кристалла. Из-за менее
совершенного строения решетки зарождение структурных дефектов и пере-
мещение атомов требуют здесь меньших энергетических затрат.
Энергия активации поверхностной диффузии для никеля на поверхности
в 5 раз меньше, чем в объеме, и в два раза меньше, чем по границам зерен,
— 54,6; 109,2 и 268,8 кДж/моль (13, 26 и 64 ккал/моль) соответственно. Это
дает огромную разницу в скоростях диффузии, т.е. на поверхности металла
есть очень подвижный слой атомов.
Процесс поверхностной гетеродиффузии играет существенную роль в эф-
фекте Ребиндера — адсорбционном понижении прочности, поскольку он
(процесс) реализуется в условиях, когда поток атомов активной среды по-
спевает за продвижением развивающегося устья трещины. К вершине тре-
щины адсорбированные атомы подходят за счет элементарных актов диффу-
зии. И именно диффузионный механизм транспорта активной среды прини-
мает непосредственное участие в понижении прочности и разрушении
твердого тела.
В реальном кристалле не только поверхность, но и некоторый приповерх-
ностный слой конечной толщины отличается от объема плотностью дефектов
и химическим составом. Толщина этого слоя может быть различной в зави-
симости от вида испытаний материала. По разным оценкам он колеблется в
пределах от 0,01 до 100 мкм.
Уровень легирования и состояние поверхностных слоев определяют такое
важное свойство, как жаростойкость никелевых сплавов.
6. Термическая обработка
Термическая обработка является одним из основных факторов, кото-
рые определяют конечную структуру и свойства литейных жаропрочных
сплавов. В зависимости от уровня и характера легирования процессы фор-
мирования структуры (изменение количества и морфологии дисперсных
включений, степень их дисперсности, состояние межзеренных границ и
т.д.) при выбранных режимах термической обработки протекают различ-
ным образом.
Так, если в менее легированном составе ЖС6-К при высокотемператур-
ной обработке «на твердый раствор» [(1210—1220)°С, 4 ч, воздух] происходит
полное растворение всех фаз, то после обработки по такому же режиму бо-
лее легированного сплава ЖС6У в структуре остаются обширные эвтекти-
ческие скопления у-у', образующиеся в процессе затвердевания. Кроме того,
в сплаве наблюдается образование карбида неблагоприятной пластинчатой
морфологии М6С (табл. 2.13).
Кратковременная прочность (ов и о0 2) сплава НК без термической обра-
ботки, отлитого при скорости роста около 4 мм/мин, ниже, чем у сплава
РК. Однако после термической обработки эти свойства заметно возрастают
НО
Таблица 2.13. Режимы термической обработки литейных жаропрочных сплавов (с равноос-
ной структурой)
Сплав	Температура нагрева, °C	Продолжительность выдержки, ч	Условия охлаждения
ЖСЗДК	1210+15	4	На воздухе
ЖС6-К	1210+15	4	То же
ЖС6У	1210±10	4	- « -
ВЖЛ12Э	1210±10	4	- « -
ВЖЛ14Н	1120±10 + старение	3	- « -
	при 700±10	16	- « -
ВХ4Л	1180+1° + старение	4	- « -
	при 900	16	- « -
и практически достигают соответствующих величин для сплавов РК; при
этом повышаются также пластичность и долговечность.
Повышение свойств металла НК в результате термообработки объясняет-
ся совершенствованием морфологии у'-фазы и снижением уровня ликвации.
Термическая обработка металла НК, связанная с полным растворением у'-
фазы и затем повторным выделением ее при сравнительно больших скорос-
тях охлаждения (50—70 град/мин), вызывает заметное измельчение образую-
щихся частиц у'-фазы (в 1,5—2 раза), которые вследствие происшедшего при
гомогенизации выравнивания состава выделяются более равномерно по объе-
му. Повышение степени дисперсности и выравнивание состава по объему
приводят к заметному усилению эффекта упрочнения.
Очень важно правильно установить температуру гомогенизации при тер-
мической обработке, чтобы обеспечить получение требуемого уровня свойств.
Было изучено изменение свойств сплава ЖС6-Ф с направленной структурой
при нагреве до температуры ниже Тпр (1245°С), равной ей и более высокой.
Установлено, что термообработка при температуре, наиболее близкой к Тпр
(1240 и 1250°С), обеспечивает высокий комплекс свойств по кратковремен-
ной прочности, долговечности и пластичности. Нагрев сплава до температу-
ры ниже Тпр (1210 и 1220° С) приводит к получению неоднородной структу-
ры: в материале остаются области, в которых наблюдаются скоагулирован-
ные частицы у'-фазы, что вызывает нестабильность свойств. Нагрев сплава
до температуры выше Тп может привести к локальному оплавлению на гра-
ницах зерен и фаз и к резкому снижению свойств, в первую очередь долго-
вечности.
Все вышесказанное относится к сплавам НК, отлитым со скоростью роста
около 4 мм/мин. Однако если эти сплавы отливаются со скоростью роста
10—20 мм/мин, когда имеют место достаточно высокие скорости охлаждения
металла, то образующиеся при распаде твердого раствора у'-выделения уже в
111
литом состоянии являются достаточно мелкими и равномерно распределен-
ными в объеме металла. В результате прочностные характеристики сплавов
равны соответствующим свойствам этих же сплавов (и даже превышают их),
направленно закристаллизованных со скоростью 4 мм/мин и термически об-
работанных.
Для сплавов с монокристаллической структурой термическая обработка
имеет большее значение, чем для сплавов РК и НК. Поскольку в составе
этих сплавов отсутствуют С, В, Zr, Hf, понижающие солидус, то поэтому
гомогенизацию их логично проводить при более высокой температуре в пре-
делах «окна» термообработки = Ts — Тпр. Однако более правильно «ок-
ном» термообработки следует считать разность между температурой локаль-
ного плавления Тэвт, которая совпадает с температурой плавления ликваци-
онных выделений, в том числе эвтектики у/у', и температурой Тпр:
АГ2 = Тэвт - Тпр. Очевидно, ДТ2 < Д7\ [2].
Здесь следует отметить, что у некоторых сплавов, предназначенных для
НК (особенно у сплавов с добавками Hf), разница (Тэвт - Тпр) невелика
или даже отрицательна. В таких сплавах не удается полностью растворить
дисперсные выделения у'-фазы и провести полную гомогенизацию у-твердо-
го раствора без риска оплавления междендритных пространств. В этом слу-
чае сплавы гомогенизируют при температуре чуть ниже температуры Тпр.
При этом, конечно, крупные скоагулированные выделения у'-фазы и гл обу-
ли у'эвт-фазы растворяются частично. Для более полного растворения выде-
лений у'эвт-фазы иногда применяют ступенчатый нагрев до температуры го-
могенизирующего отжига.
Продолжительность гомогенизации выбирается в зависимости от расстоя-
ния между осями первого порядка X и коэффициентов диффузии атомов
компонентов, контролирующих диффузионные потоки в у-твердом растворе
дендритов и междендритных пространств.
Хорошо известно, что любая кривая распределения концентрации сег-
регирующего элемента по дендритной ячейке может быть представлена
рядом Фурье, причем максимальная длина волны равна расстоянию между
осями дендритов первого порядка. В этом случае основным параметром,
определяющим продолжительность гомогенизации, является время релак-
сации т основной гармоники. Отсюда следует, что меньшая продолжитель-
ность гомогенизации требуется для монокристаллов жаропрочного никеле-
вого сплава (ЖНС) с меньшими междендритными расстояниями, т.е. зак-
ристаллизованных с высокими скоростями охлаждения. Это обстоятельство
имеет чрезвычайно важное значение для гомогенизации крупногабаритных
лопаток стационарных ГТУ, масса которых (лопаток) достигает >20 кг.
Считается, что гомогенизация в течение промежутка времени, превышаю-
щего Зт, вполне достаточна для почти полного устранения дендритной
ликвации.
Продолжительность гомогенизации ЖНС 1-го поколения для направлен-
ной кристаллизации и монокристаллического литья составляет 4...6 ч. Для
ренийсодержащих сплавов оно значительно больше, так как рений имеет
112
низкий коэффициент диффузии Z)Re и, кроме того, существенно замедляет
диффузионную подвижность атомов всех других сегрегирующих элементов
в у-твердом растворе. Так, гомогенизация ЖНС CMSX-4 осуществляется в
течение 16 ч при ступенчатом нагреве по режиму: 1277°С, 2 ч + 1288°С,
2 ч + 1296°С, 2 ч + 1304°С, 2 ч + 1313°С, 2 ч + 1316°С, 2 ч + 1318°С,
2 ч + 132ГС, 2 ч. Однако такая продолжительная многоступенчатая гомо-
генизация экономически невыгодна. Поэтому при промышленном производ-
стве лопаток, в ущерб полноте выравнивания химического состава, сокра-
щают число ступеней и продолжительность отжига: 1280°С, 1 ч + 1290°С,
2 ч + 1300°С, 6 ч. Еще более длительная гомогенизация необходима для
ЖНС 3-го поколения. В частности, для монокристаллов сплава CMSX-10 она
составляет 30...40 ч при температуре 1366°С. Но даже при таких высоких
температурах и длительных выдержках не удается полностью устранить сег-
регации W и Re.
Следует указать, что ранее главным требованием, определяющим продол-
жительность выдержки сплава при гомогенизации, являлась необходимость
устранения дендритной ликвации при условии отсутствия реакций, связан-
ных с образованием вредных фаз.
Работы ВИАМ показывают, что при определении продолжительности го-
могенизации необходимо дополнительно руководствоваться и еще одним со-
ображением. Как указывалось ранее, электронная плотность, соответствую-
щая наиболее устойчивому состоянию /-фазы, находится в пределах 8,09—
8,37 эл./атом (данные Г.И. Морозовой).
Результаты исследований показывают, что при гомогенизации сплавов
идет не только выравнивание состава сплава, но и изменение состава у'-
фазы, приводящее к установлению максимальной степени ее порядка, кото-
рому соответствует электронная плотность, равная 8,25 эл./атом.
Таким образом, оптимальную продолжительность гомогенизации необ-
ходимо выбирать на основе учета нескольких факторов: необходимости ус-
транения дендритной ликвации, отсутствия реакций, приводящих к появ-
лению вредных фаз, а также продолжительности перехода у'-фазы в состо-
яние, отвечающее электронной плотности, наиболее близкой к значению
8,25 эл./атом.
Как правило, упорядоченному состоянию у'-фазы соответствует кубичес-
кая морфология ее частиц и оптимальные жаропрочные свойства сплава.
Скорость охлаждения с температуры гомогенизации является критическим
параметром первой ступени термической обработки ЖНС. Обычно приме-
няют высокие (>100 град/мин) скорости охлаждения. После охлаждения мо-
нокристаллов с такими скоростями частицы у'-фазы имеют средний размер
0,15—0,20 мкм и сфероидную морфологию. Охлаждение с более низкими
скоростями (например, после гомогенизации в вакуумных печах) приводит к
образованию частиц у'-фазы в форме субкубов. Если гомогенизация прошла
достаточно полно, то размер у'-частиц и их морфология в осях и межосных
пространствах дендритов идентичны, так как они выделяются из у-твердого
раствора одинакового состава.
Известно также, что оптимальные жаропрочные свойства никелевых
сплавов достигаются при определенных размерах частиц упрочняющей у'-
113
фазы, равных примерно 0,35—0,40 мкм. Помимо оптимального размера важ-
ны также их однородность по размеру, правильная кубическая морфология
и упорядоченное расположение в матрице у-твердого раствора. Все эти па-
раметры обеспечиваются высокой скоростью охлаждения после гомогениза-
ции и последующим двухстадийным старением. Первое (высокотемператур-
ное) старение, как правило, по температурному режиму совпадает с рабочи-
ми температурами лопаток из ЖНС и осуществляется в интервале
1000— 1150°С в течение 4—8 ч в зависимости от химического состава сплава.
При этом оно может быть совмещено с отжигом защитных покрытий, про-
водимым для обеспечения прочной адгезионной связи между материалами
покрытия и сплава. Охлаждение ЖНС после первого (высокотемпературно-
го) старения также должно быть высокоскоростным.
В процессе высокотемпературного старения примерно 10—12% частиц у'-
фазы растворяются, а оставшиеся приобретают кубоидную форму, увеличи-
ваются в размере до 0,35—0,40 мкм и образуют псевдорегулярную структуру
кубической макрорешетки (рис. 2.17, а).
При охлаждении ЖНС с температуры первого старения, из пересыщен-
ного твердого раствора, в соответствии с кривой растворимости, выделяются
ультрамелкие частицы у'-фазы. Таким образом, распределение частиц по раз-
мерам после первого старения приобретает бимодальный характер: в у-мат-
рице расположены крупные частицы у'-фазы кубоидной морфологии разме-
ром 0,35—0,40 мкм с псевдорегулярным пространственным расположением в
виде кубической макрорешетки, а между ними в промежутках у-твердого
раствора — ультрамелкие выделения у'-фазы.
Второе (низкотемпературное) старение проводится в районе температур
начала растворения у'-фазы (850—900°С) в течение 16—30 ч. В процессе низ-
котемпературного старения ультрамелкие частицы у'-фазы растворяются, а
габитусные поверхности крупных частиц становятся более гладкими и они
(частицы) приобретают строгую кубическую морфологию, причем средний
размер у'-частиц остается практически неизменным. Согласно электронно-
микроскопическим исследованиям, в монокристаллах ЖНС после полной
термической обработки не обнаружено эпитаксиальных дислокаций на по-
верхностях раздела у/у', т.е. сохраняется когерентная связь между частица-
Рис. 2.17. Микроструктура (х 10000) жаропрочного никелевого сплава:
а — после гомогенизации и высокотемпературного старения; б — после испытания на
ползучесть (Т = 1000°С; а = 100 МПа; т = 400 ч)
114
ми у'-фазы и у-твердым раствором. Такая исходная микроструктура ЖНС
обеспечивает максимальное сопротивление высокотемпературной ползучес-
ти, поскольку на первой стадии происходит специфическая коагуляция у'-
фазы, а именно сращивание упорядоченно расположенных частиц у'-фазы
в пластины (так называемая рафт-структура), плоские грани которых ори-
ентированы перпендикулярно оси приложенного напряжения (см. рис.
2.17, б). При этом толщина пластин равна исходному размеру ребра куби-
ческих частиц у'-фазы, а качество рафт-структуры в первую очередь опре-
деляется однородностью распределения частиц у'-фазы по размеру и степе-
нью их упорядоченного расположения вдоль кристаллографических направ-
лений <001>.
В заключение отметим и некоторые отрицательные последствия, к кото-
рым приводит высокотемпературная гомогенизация ЖНС. К первому из них
следует отнести увеличение размера и объемной доли микропор. Причиной
их образования является разница молярных объемов жидкой и твердой фаз
при затвердевании. Поскольку у'эвт-фаза кристаллизуется в последнюю оче-
редь, то образовавшиеся микропоры локализуются в междендритных облас-
тях вблизи эвтектических выделений. В процессе гомогенизации у'эвт-фаза
растворяется, а микропоры коагулируют и их объемная доля возрастает.
Кроме того, к дополнительному увеличению микропористости приводят
встречные потоки диффундирующих атомов легирующих элементов в про-
цессе выравнивания ликвационной неоднородности. В результате нескомпен-
сированности встречных диффузионных потоков (эффект Киркендала) воз-
никает избыточная концентрация вакансий в тех местах кристаллической
решетки, откуда уходят более подвижные атомы. Использование высокогра-
диентных печей для направленной кристаллизации ЖНС позволяет умень-
шить объемную долю микропор с 0,3 до 0,1%. Значительного снижения
микропористости в отливках можно достичь, подвергая их горячему изоста-
тическому прессованию.
Вторым неблагоприятным последствием применения высокотемператур-
ной гомогенизации отливок ЖНС является образование поверхностного
рекристаллизованного слоя на монокристаллических отливках. Причиной
этого являются напряжения, возникающие при пескоструйной обработке
литой детали или механической обработке пера лопатки. Иногда «движу-
щей силой» рекристаллизации служит наклепанный слой, образующийся в
некоторых местах лопатки из-за недостаточной податливости керамической
оболочковой формы в процессе направленной кристаллизации. Склонность
ЖНС к рекристаллизации существенным образом зависит от химического
состава и совершенства монокристаллической структуры отливки. Рений-
содержащие сплавы менее склонны к поверхностной рекристаллизации, а
отливки с сильно развитой блочной структурой, наоборот, очень легко
рекристаллизуются. Отсутствие в составе монокристаллических сплавов
упрочнителей границ зерен, например углерода, значительно снижает ко-
гезивную прочность границ рекристаллизованных зерен при высоких тем-
пературах. В свою очередь, это уменьшает несущую способность рабочего
сечения тонкостенных лопаток из-за образования рекристаллизованного
слоя толщиной до 200 мкм.
115
Восстановительная термовакуумная обработка1
В процессе эксплуатации материал турбинных лопаток подвергается од-
новременному нестационарному воздействию температур и напряжений.
Под влиянием этих факторов возникают изменения структурного и фазо-
вого состояния сплава, которые, по мере их накопления, способны замет-
но ухудшить его механические характеристики. К числу основных измене-
ний такого рода относятся: укрупнение частиц упрочняющей /-фазы и
потеря ими когерентности; частичный распад монокарбида на двойные
карбиды; возникновение микропористости по границам зерен (преимуще-
ственно ориентированных перпендикулярно приложенной нагрузке) и не-
которые другие.
Анализ нежелательных изменений материала, обусловленных работой тур-
бинных лопаток двигателей, показывает, однако, что значительная часть их
может быть устранена в результате повторной термообработки, выполненной
по надлежащему режиму. Помимо правильного выбора режима восстанови-
тельной термообработки, важна и среда ее проведения. Предпочтительность
выполнения этой операции в вакууме обусловлена не только соображениями
надежной защиты готовой детали от окисления, но и возможностью удале-
ния газа из микродефектов материала лопатки, что необходимо для более
успешного их залечивания.
Длительность эксплуатации, после которой целесообразно применение
восстановительной термовакуумной обработки (ВТВО), может быть объек-
тивно установлена, если известна связь между характером структуры матери-
ала и степенью исчерпания его работоспособности. Известно, что на стадии
установившейся ползучести размеры и форма выделений /-фазы, как прави-
ло, не изменяются. Пластическая деформация при относительно высоких на-
пряжениях реализуется, как указывалось выше, путем перерезания дислока-
циями выделений у'-фазы с образованием сверхструктурных дефектов упа-
ковки (антифазных границ).
На достаточно развитой стадии установившейся ползучести частицы уп-
рочняющей фазы огрубляются и вытягиваются в направлении <001 >, при
этом по границам зерен образуется почти сплошной каркас из цепочек кар-
бидов, окруженных слабо травящейся оболочкой, по составу отвечающей у'-
фазе. Механизм пластической деформации реализуется здесь путем перепол-
зания и поперечного скольжения дислокаций с образованием эпитаксиаль-
ных дислокаций на межфазных поверхностях раздела у'/у и дислокационных
сеток в твердом растворе (рис. 2.18), при этом плотность дислокаций дости-
гает значения порядка 109 см-2 для поликристаллов и порядка 1010 см”2
для монокристаллов, что может служить адекватным признаком такой сте-
пени исчерпания длительной прочности материала лопатки, после которой
начинается процесс образования трещин и применение ВТВО лишено
смысла.
1 При написании настоящего раздела авторы использовали материалы М.Б. Бронфина
[46].
116
Таким образом, для каждого
двигателя и для каждого типа
лопатки в зависимости от усло-
вий ее работы существует опре-
деленный срок наработки, пос-
ле которого проведение ВТВО
является целесообразным.
Выбор оптимального режима
ВТВО определяется в основном
конструктивными особенностя-
ми восстанавливаемых лопаток
и состоянием их материала, ко-
торое зависит главным образом
от продолжительности работы
при наиболее повреждающих
режимах. Необходимо, чтобы
температура процесса ВТВО
Рис. 2.18. Дислокационная структура (хЗОООО)
сплава ЖСЗО после выдержки в течение 115 ч
при Т = 1000°С и а = 150 МПа
была достаточной для полной гомогенизации сплава и несколько превышала
температуру полного растворения /-фазы. Соблюдение этих условий позво-
ляет достичь исходной плотности дислокаций, характерной для неработав-
шего материала, и обеспечить оптимальную морфологию и размеры частиц
упрочняющей фазы.
Выше отмечалось, что в процессе работы сплава в нем в той или иной
степени протекают процессы, связанные с изменением структурного и фазо-
вого состояния. В частности, переход /-фазы в наиболее устойчивое, равно-
весное состояние происходит как через перераспределение элементов между
/- и у-фазами, так и через освобождение от «лишних» элементов связыва-
нием их в избыточные фазы (карбиды, бориды, ТПУ и др.), кристалличес-
кая структура которых отличается от структуры граничных твердых раство-
ров / и у. Появление этих фаз приводит к необратимым изменениям струк-
туры, которые уже невозможно исправить путем восстановительной
термообработки.
Таким образом, оптимальная величина наработки лопаток, при которой
ВТВО может дать положительный эффект, должна определяться значением
достигаемой в процессе эксплуатации критической величины плотности
дислокации, при этом следует также учитывать указанные выше обстоя-
тельства.
Что касается продолжительности ВТВО, то она определяется компромис-
сом между необходимостью достаточно полного залечивания микропор по
границам зерен и предотвращения значительного распада монокарбидной
фазы. Отрицательные последствия последней реакции связаны не только с
образованием двойных карбидов неблагоприятной морфологии, но и с ра-
зупрочнением твердого раствора из-за обеднения тугоплавкими легирующи-
ми элементами областей вокруг этих выделений. Для сплавов с устойчивой
монокарбидной фазой такой опасности не существует, и они могут подвер-
гаться ВТВО многократно.
117
Созданный в ВИАМ способ восстановления работоспособности матери-
ала турбинных лопаток с помощью ВТВО с максимальной экономической
выгодой и высокой надежностью может быть использован для увеличения
эксплуатационного ресурса турбинных лопаток по крайней мере в 1,5—2
раза.
Таким образом, развитие металловедения жаропрочных никелевых спла-
вов обеспечивает успех при создании новых поколений материалов для
наиболее горячей части газовых турбин, а также их надежную и эффектив-
ную работу в процессе эксплуатации.
Глава 3
МЕТАЛЛУРГИЯ ЛИТЕЙНЫХ ЖАРОПРОЧНЫХ
СПЛАВОВ'
1.	Технологические процессы выплавки литейных жаропроч-
ных сплавов
2.	Примеси в литейных жаропрочных сплавах и разработка
эффективных способов очистки сплавов
3.	Технология микролегирования РЗМ литейных жаропроч-
ных сплавов
4.	Разработка технологии производства литейных жаропроч-
ных сплавов
1.	Технологические процессы выплавки
литейных жаропрочных сплавов
Вакуумная индукционная плавка (ВИП)
Выплавка металла ответственного назначения, к которому относятся ли-
тейные жаропрочные сплавы, в вакуумных индукционных печах обуслов-
ливается особыми достоинствами этого метода плавки в сравнении с други-
ми методами.
В вакуумных индукционных печах могут быть выплавлены жаропроч-
ные никелевые сплавы практически любого химического состава. С при-
менением ВИП можно выплавлять сплавы, содержащие такие активные
металлы, как алюминий, титан, ниобий, гафний, а также обеспечивать
контроль тех вредных примесей, которые могут удаляться путем испаре-
ния. ВИП позволяет эффективно контролировать концентрацию как ос-
новных легирующих металлов, так и примесей, поскольку при индукцион-
ном перемешивании достигается как гомогенизация расплава, так и пере-
нос примесей к поверхности расплав — вакуум, где процесс рафинирования
протекает достаточно быстро. ВИП позволяет также эффективно исполь-
зовать положительное влияние таких микродобавок, как, например, бор,
цирконий, РЗМ, поскольку при плавке в вакууме исключается их взаимо-
действие с кислородом.
1 © Автор докг. техн, наук В.В. Сидоров.
119
Удаление газов. Важную роль при ВИП играет реакция взаимодействия
углерода с кислородом, либо растворенным в металле, либо находящимся в
виде оксидных неметаллических включений. Поскольку продуктами раскис-
ления углеродом являются оксид и двуоксид углерода, почти не раствори-
мые в металле, то они покидают зону реакции, и благодаря вакууму равно-
весие этой реакции сдвигается в правую сторону. Раскисление углеродом
выгодно отличается от использования других раскислителей, продукты взаи-
модействия которых с кислородом остаются в металле.
Реакцию раскисления углеродом в общем виде можно записать следую-
щим образом:
[С] + х[О] = СОХ	(3.1)
Константа реакции равна
к = ?со
1 а[С] а[О] ’
где	— активности углерода и кислорода в металле.
Раскислительная способность углерода зависит от давления СО в зоне
реакции.
а [О] =	= к' рСО , где К' = —-— .
М я [С]	Х1Л[С]
Из закона действия масс видно, что раскисление металла углеродом в
вакууме должно зависеть только от парциального давления СО в газовой
фазе. Чем ниже давление, тем выше раскислительная способность углерода
и тем меньше кислорода должно находиться в равновесии с данной концен-
трацией углерода. Повышение температуры также способствует ускорению
процесса раскисления. Следует отметить, что по мере увеличения концент-
рации хрома в никеле раскислительная способность углерода значительно
уменьшается. Так, при 0,02 % С в чистом никеле концентрация кислорода
равна 0,012%, при 10% хрома — 0,003%, при 20% хрома - 0,0011%. Одно-
временно с раскислением металла происходит и его обезуглероживание, что
важно при производстве низкоуглеродных сплавов.
Лимитирующими стадиями удаления азота из расплава являются:
—	диффузионный перенос (молекулярная диффузия) атомов газа через тон-
кий пограничный диффузионный слой на поверхности раздела металл - газ;
—	адсорбция атомов газа в поверхностном адсорбционном слое.
Для ускорения протекания первой стадии целесообразны такие технологи-
ческие приемы, как повышение температуры, интенсивное перемешивание и
увеличение удельной поверхности раздела F/V , где F — открытая поверх-
ность раздела; V — объем металла.
Скорость удаления азота из никелевых сплавов зависит также от концен-
трации кислорода в расплаве. Поскольку этот элемент является поверхност-
но-активным, он может концентрироваться на поверхности раздела газ -
металл и тем самым ограничивать скорость адсорбции. Поэтому удаление
120
азота протекает более полно из хорошо раскисленного расплава. Однако из-
за высокого сродства азота с такими нитридообразующими элементами, как
хром, титан, ниобий, алюминий и другие, которые прочно закрепляют ато-
мы азота в металле, удаление его (азота) в процессе плавки в вакууме зат-
руднительно.
Удаление примесей цветных металлов. Одним из важных назначений ВИП
является возможность понижения в сплавах концентрации вредных приме-
сей цветных металлов, таких как свинец, висмут, теллур, селен, медь и дру-
гие. Для того, чтобы удаление примеси из сплава путем испарения было эф-
фективно, необходимо осуществлять этот процесс в условиях, затрудняющих
возможность возврата перешедших в газовую фазу атомов к поверхности
жидкой ванны. Эффективность процесса тем выше, чем ближе к жидкому
металлу поверхность, на которой осуществляется конденсация паров, и чем
больше длина свободного пробега частиц в газовой фазе. Например, в газе,
нагретом до 1600°С, длина свободного пробега для молекул азота увеличива-
ется от 10“4 см при 100 кПа до 102 см при 0,13 Па.
Процесс удаления примеси из жидкого металла зависит от подвода ее
частиц к поверхности раздела, т.е. от диффузии атомов примеси в металле, и
от скорости испарения ее с поверхности жидкого металла. Большинство ис-
следователей считают, что эти две стадии являются лимитирующими и опре-
деляют скорость всего процесса испарения.
Перенос примеси через диффузионный слой, движущийся параллельно
поверхности, определяется по формуле [1]:
dM _ ,г г . [4DL
dr ' nN тгСЛ 5
(3.2)
где М — молекулярная масса; С — концентрация примеси в объеме металла;
Сп - концентрация примеси на поверхности; D — коэффициент диффузии в
металле; U — скорость потока на поверхности; L — радиус тигля или рас-
стояние между точками подвода или отвода вещества к поверхности.
Скорость испарения примеси с поверхности можно определить по уравне-
нию [1]:
D0 J М п
“ = аЛ ^2^RTNi’	(3.3)
где Т — температура испарения; Р® — равновесная упругость пара примеси; у
— коэффициент активности примеси; а — коэффициент испарения Ленгмю-
ра, который представляет собой отношение числа конденсирующихся на по-
верхности частиц к числу частиц, столкнувшихся с ней; N? — молярная
поверхностная концентрация примеси.
В большинстве работ по испарению считают, что для металлов коэффи-
циент а = 1, т.е. имеет максимальное значение.
При стационарном процессе испарения диффузия вещества через непере-
мешиваемый слой nt должна быть равна количеству испарившегося веще-
121
ства П2 , т.е. ГЦ = П2 . Диффузионный поток ГЦ =	( С — Сп ), где из
уравнения (3.2)
Поток испарения П2 = К2Сп , где из уравнения (3.3)
гл _ Л) J М
к2 а pi У \ 2 пЛТ ’
Так как ГЦ = П2 , то Ц (С — Сп) = К2 Сп , т.е.
S = _A_
с к{ + К2>
где Кг — константа скорости диффузии; К2 — константа скорости испарения.
По значению отношения Сп / С можно судить о том, что лимитирует про-
цесс переноса вещества из жидкого расплава в газовую фазу. Если Сп / С -> 1,
т.е. Кг » К2 , то лимитирующей стадией является процесс испарения, если
Сп / С-> 0, т. е. « К2 , то лимитирующей стадией является диффузия.
Теоретические предпосылки по возможности удаления примесей при плав-
ке в вакууме подтверждаются экспериментальными данными. Б.В. Линчевс-
кий [1] исследовал испарение меди, олова, свинца, висмута при плавке в
вакууме железа и железохромоникелевого сплава (18% Сг; 10% Ni) при раз-
личных температурах, давлении и значениях удельной поверхности F / V .
Процесс испарения примесей ускорялся при повышении температуры,
снижении давления и увеличении удельной поверхности раздела.
Из соотношения констант скоростей диффузии и испарения с поверхнос-
ти можно определить, что лимитирует процесс испарения примеси из жидко-
го металла. Расчетным путем были получены значения Сп / С для случая ис-
парения свинца (0,015), висмута (5,26 -КГ3), меди (0,83) и олова (0,63) из
железа и нержавеющей стали. Таким образом, для свинца и висмута весь
процесс испарения лимитируется диффузией; для меди и олова — испарени-
ем с поверхности на 83 и 63% соответственно.
Аналогичные результаты были получены Г.Н. Окороковым и др. [2]. При
плавке сплава на никелевой основе при 1600°С были рассчитаны следующие
соотношения Сп / С: для висмута 0,018, для свинца 0,080, для меди 0,44, для
сурьмы 0,42, для олова 0,96.
Таким образом, анализируя теоретические предпосылки и практические ре-
зультаты по испарению примесей цветных металлов, можно сделать вывод,
что для элементов, обладающих высокой упругостью пара, таких, как свинец
и висмут, наиболее медленной стадией процесса перехода из жидкого метал-
ла в газовую фазу является диффузионный перенос в металле, а для элемен-
тов, обладающих пониженной упругостью пара, таких, как медь, сурьма и
олово, лимитирующей стадией является процесс испарения. Для ускорения
диффузии в жидком металле примесей с высокой упругостью пара и, следо-
вательно, для ускорения их удаления целесообразно применять такие техно-
122
логические приемы, как повышение температуры, интенсивное перемешива-
ние и другие. Следует отметить, что по мере, увеличения размеров плавиль-
ного тигля скорость удаления всех примесей уменьшается, что связано с
уменьшением отношения F / И
Удаление неметаллических включений. В литейных жаропрочных сплавах
могут присутствовать различные неметаллические включения, состав которых
определяется химическим составом сплавов, применяемыми шихтовыми ма-
териалами, в том числе видом отходов, условиями выплавки и разливки.
Удаление включений может происходить путем всплывания и путем восста-
новления оксидов углеродом. Процесс всплывания включений определяется
температурой металла, интенсивностью его перемешивания и природой вклю-
чений: плотностью, размерами, поверхностными свойствами. Удаление неме-
таллических включений путем восстановления углеродом в условиях ВИП
может происходить одновременно с всплыванием включений.
Проведенные термодинамические расчеты, подтвержденные эксперимен-
тальными данными Б.В.Линчевского [1], показывают, что при концентрации
в металле 0,1 — 0,2% С наиболее полно происходит разрушение включений
типа Сг2О3 (на 65—75%). При концентрации 0,02% С снижение содержания
этих включений происходит лишь на 20—25%. Восстановление включений
типа А12О3 происходит в значительно меньшей степени. Повышение темпе-
ратуры благоприятно сказывается в первую очередь на восстановлении труд-
новосстановимых включений.
Процессы рафинирования при переплаве
К этим процессам относятся вакуумная дуговая плавка (ВДП), электро-
шлаковая плавка (ЭШП) и электронно-лучевая плавка (ЭЛП). Основное на-
значение этих процессов состоит в возможности проведения дополнительно-
го рафинирования металла от газовых и металлических примесей. Коротко
рассмотрим эффективность применения этих процессов.
Вакуумная дуговая плавка. Известно, что при ВДП подводимая к электро-
ду мощность позволяет лишь незначительно перегревать жидкий металл в
ванне; кроме того, давление непосредственно в зоне дуги довольно высокое,
а время пребывания металла в жидком состоянии небольшое. Однако пре-
имуществом ВДП (так же, как и ЭШП) является «благоприятное» отношение
поверхности жидкой капли, падающей с электрода, к ее объему, что может
ускорить удаление примесей при переплаве электрода.
Можно оценить эффективность рафинирования металла от примесей при
ВДП в сравнении с ВИП на примере удаления азота. Скорость удаления азота
связана с отношением поверхность/объем (F/V) расплава следующим обра-
зом [1]:
, С~ Се 1	F
n[c0- cj К V Т ’	(3.4)
где С — концентрация азота в момент времени т; Со — начальная концентра-
ция азота; Се — конечная концентрация азота; К — константа скорости.
123
Величина F/V для металлической капли при ВДП равна ~ 1 мм-1 (диаметр
капли 6 мм), а время падения капли в дуге ~ 20 мс. Для ВИП металла мас-
сой 2500 кг отношение F/V ~ 1,5- 10’3 мм-1, а время рафинирования -3600 с.
Относительная эффективность двух процессов выражается отношением:
1,5 -1Q-3 • 3600 =
1-20-10-3
т. е. эффективность рафинирования металла при ВИП значительно выше, чем
при ВДП.
Электрошлаковая плавка. Температурный режим при ЭШП значительно
выше, чем при ВИП (температура шлака составляет 1650—1800°С), что благо-
приятно для удаления примесей цветных металлов. Однако этот процесс осу-
ществляют на воздухе при атмосферном давлении, поэтому удаления этих
примесей не происходит. При этом могут окисляться такие элементы, как
алюминий, титан, гафний, ниобий и другие. Единственным преимуществом
процесса ЭШП является возможность понизить концентрацию серы в метал-
ле до уровня менее 0,001% (по сравнению с 0,002—0,004% серы в металле,
полученном вакуумной индукционной плавкой).
Электронно-лучевая плавка. К преимуществам ЭЛП следует отнести непос-
редственный перенос энергии от источника к переплавляемому материалу без
промежуточных теплоносителей, получение высокой плотности энергии на
ограниченном участке поверхности, ведение плавки в высоком вакууме по-
рядка 13,3—1,33 мПа.
Известны два типа электронно-лучевых печей, которые представляют со-
бой металлургический агрегат, где для переплава используют электроды, по-
лученные предварительно в вакуумной индукционной печи. В печах первого
типа переплав электродов проводят в медный водоохлаждаемый кристаллиза-
тор, и в этом отношении этот процесс напоминает ВДП. Однако здесь ваку-
ум выше, а время падения капель и пребывания металла в жидком состоя-
нии несколько больше, чем при ВДП.
В электронно-лучевых печах второго типа имеется водоохлаждаемый мед-
ный под, на котором вначале образуется гарнисаж из переплавляемого ме-
талла, а затем металл в жидком состоянии стекает в промежуточную емкость
и кристаллизатор. Преимуществом данного процесса является то, что металл
длительное время пребывает в жидком состоянии под более высоким вакуу-
мом, чем при ВДП, и при этом подвергается локальному перегреву элект-
ронным лучом; кроме того, отсутствует контакт жидкого металла с керами-
ческими материалами. Все это позволяет дополнительно очистить металл от
примесей цветных металлов, неметаллических включений и газов.
Жаропрочные сплавы, получаемые в такой печи, содержат менее 0,00005%
кислорода, причем все оксидные включения имеют диаметр менее 25 мкм.
Однако преимущества процесса ЭЛП (сверхвысокий вакуум и длительное
время рафинирования расплава) имеют и отрицательную сторону — при этом
процессе имеет место нерегулируемое изменение химического состава метал-
ла, особенно по элементам с высокой упругостью пара, например хрому.
Кроме того, это весьма дорогостоящий процесс.
124
В свете вышеизложенного можно сказать, что дополнительные процессы
рафинирования не нашли практического применения при производстве ли-
тейных жаропрочных сплавов. В настоящее время единственным способом
получения этих сплавов является вакуумная индукционная плавка.
Вакуумная индукционная плавка как наиболее гибкий вакуумный метал-
лургический процесс имеет следующие преимущества:
—	высокая степень дегазации расплава и рафинирование от вредных при-
месей и неметаллических включений при длительной выдержке расплава под
вакуумом;
—	получение сложнолегированных сплавов с узкими пределами по хими-
ческому составу, что обеспечивает стабильность свойств металла от плавки к
плавке;
—	широкое варьирование температуры процесса, возможность проведения
высокотемпературного рафинирования под вакуумом;
—	возможность использования при плавке повышенного количества отхо-
дов без ухудшения качества готового металла;
—	возможность введения легирующих, модифицирующих и раскисляющих
добавок практически в любой момент плавки;
—	возможность проведения эффективного обезуглероживания расплава,
например при выплавке безуглеродистых сплавов для монокристалличес-
кого литья.
2. Примеси в литейных жаропрочных сплавах
и разработка эффективных способов
очистки сплавов
Источники поступления примесей
На рис. 3.1 показаны элементы Периодической системы, которые могут
присутствовать в никелевых жаропрочных сплавах. Сюда относятся легирую-
щие элементы, которые создают упрочнение твердого раствора, обеспечивают
дисперсионное упрочнение сплавов и защиту их поверхности от окисления. На-
ряду с этим, в сплавах присутствуют микродобавки полезных элементов, ко-
торые специально вводят в металл в контролируемых количествах, и вредные
элементы (примеси), которые случайно могут попадать в готовый металл.
Наряду с химическим составом сплава, микродобавки и примеси, присут-
ствующие в нем, являются одним из существенных факторов, определяющих
структуру и свойства получаемого металла.
На основании систематических исследований влияния примесей и микро-
добавок на свойства никелевых жаропрочных сплавов в настоящее время
сложилась современная их классификация [3].
I.	Вредные элементы:
” остаточные газы (О, Н, N);
—	неметаллические примеси (S, Р);
—	металлические и металлоидные примеси (Pb, Bi, Sb, As, Se, Sn, Au,
Cu, TI, Те, Zn, Cd, Si, Na, K).
125
Рис. 3.1. Классификация элементов в никелевых жаропрочных сплавах:
ЕЭ — вредные примеси; ЕЗ ~ микролегирующие
II.	Полезные элементы:
—	рафинирующие добавки (Са, Mg, Ва);
—	микролегирующие добавки (РЗМ, В, Zr, Hf, Mg).
Небольшие количества кислорода, водорода, азота могут попадать в жаро-
прочные сплавы из шихтовых материалов или из окружающей атмосферы при
плавке, вследствие недостаточно глубокого вакуума или повышенного нате-
кания.
При повышенной концентрации кислорода в металле образуются неметал-
лические включения, в том числе оксидные плены, вследствие окисления
таких высокоактивных металлов, как алюминий, титан, гафний, ниобий и
другие. Образующиеся оксидные неметаллические включения, а также нит-
риды отрицательно влияют на надежность жаропрочных сплавов, являясь
источником зарождения трещины при эксплуатации деталей. Кроме того,
кислород может понижать свойства жаропрочных сплавов. При повышенных
концентрациях азота и наличии в сплаве углерода будут образовываться хруп-
кие карбонитриды MXCN, что может понизить свойства металла. Раствори-
мость азота в жидком никеле незначительная и составляет 0,001% при 1600°С
и давлении 101 кПа. (Максимальная растворимость кислорода в жидком ни-
126
келе при 1600°С составляет 0,62%). Растворимость азота возрастает с повы-
шением концентрации легирующих элементов и температуры: например, при
1600°С и давлении 101 кПа растворимость азота возрастает с 0,001% в чис-
том никеле до 0,010 и 0,10% в сплавах Ni — 8Сг и Ni — 24Сг соответственно.
Показано [4], что азот может способствовать образованию равноосных
зерен в отливках при направленной кристаллизации сплава MAR-M246, что
может быть связано с образованием зародышей из карбонитридов. Имеются
сведения [5], что при кристаллизации никелевых сплавов с высокой концен-
трацией азота, в отливках может образовываться значительная микропорис-
тость, что приводит к снижению пластичности и длительной прочности.
Полагают, что нитриды титана могут закрывать каналы дендритов или сни-
жать жидкотекучесть последней порции жидкости. Поэтому повышенную
восприимчивость к микропористости отливок, получаемых с использованием
оборотных литейных отходов из жаропрочных сплавов (в сравнении с отлив-
ками из первичного металла, без отходов), можно объяснить присутствием в
них азота. В основном азот в литейный возврат попадает на стадии литья и,
как правило, концентрируется на поверхностях отливок. Так, в поверхности
питателя на глубине до 400 мкм содержится более 0,01% азота, а затем кон-
центрация азота резко снижается до нормального уровня.
Особенно важно обеспечить минимальное содержание газов в сплавах для
получения монокристаллических отливок, поскольку в случае образования
неметаллических включений последние являются центрами гетерогенного за-
рождения равноосных зерен в таких отливках.
Отрицательное влияние серы на свойства никеля и его сплавов связано с
низкой растворимостью серы в никеле и образованием по границам зерен
легкоплавкой эвтектики с никелем, с температурой плавления 643°С.
В работе [4] приведены результаты исследований по влиянию серы на
характеристики ползучести и прочности никеля и его сплавов. С увеличени-
ем концентрации серы с 0,0004 до 0,0067% понизились как длительная проч-
ность за 100 ч, так и предел прочности никеля при 650°С. Значительное
охрупчивание никеля с почти полной потерей длительной прочности и пла-
стичности наблюдали при концентрации в нем 0,0067% серы.
При исследовании модельного сплава Ni—Та—А1 установлено, что охруп-
чивание границ зерен может происходить при концентрации в сплаве 0,004%
(ат.) серы. С использованием метода Оже-электронной спектроскопии (ОЭС)
показано, что на границах зерен* может находиться до 12 % (ат.) серы, в то
время как в самом сплаве содержится всего 0,006 % (ат.) серы.
Распределение серы в сплавах ЭИ437, ЖС6-К и ЖС6-КП и ее влияние на
свойства было всесторонне исследовано К.Я. Шпунт1. Было показано, что в
сплавах на основе никеля сера находится в тугоплавких соединениях с леги-
рующими компонентами. В зависимости от легирования сернистое соедине-
ние имеет вид эвтектики и расположено по границам зерен (сплав ЭИ437),
или вид палочек и расположено как по границам, так и внутри зерна (спла-
вы ЖС6-КП, ЖС6-К); лишь в никеле сера расположена в виде тонкой плен-
ки по границам зерен и представляет собой соединение никеля с серой раз-
1 Шпунт К.Я. Автореф. дис. докт. техн. наук. М., 1976 (ВИАМ).
127
ной валентности. Наблюдение за изменением структуры сплава в процессе
нагрева в вакууме показало, что коагуляция у'-фазы в металле с повышенной
концентрацией серы начинается значительно раньше, чем в стандартном ме-
талле. Методом фазового анализа показано, что практически вся сера нахо-
дится в карбидной фазе; в этой же фазе с увеличением концентрации серы
возрастает концентрация титана, т.е. часть титана задерживается в карбидной
фазе, что приводит к снижению свойств сплавов.
В литературе имеется большое количество данных, подтверждающих отри-
цательное влияние примесей цветных металлов (даже в весьма малых количе-
ствах) на свойства жаропрочных сплавов. При этом следует отметить, что по
мере изучения их влияния, требования по ограничению содержания таких
примесей в сплавах возросли. Так, за последние десять лет требования зару-
бежных фирм по ограничению концентрации примесей цветных металлов в
сплавах возросли в среднем на порядок и требуется контролировать их уже в
стотысячных долях процента, т.е. в пятом знаке. При этом отмечается, что
литейные жаропрочные сплавы более чувствительны к присутствию в них
примесей цветных металлов, чем деформируемые.
В работе [6] изучали влияние примесей на жаропрочные свойства спла-
вов IN 100 и MAR-M002. Установлено, что наиболее вредным является вис-
мут, затем следуют теллур, селен, свинец, серебро; олово не оказало отри-
цательного влияния. Влияние висмута было изучено при его весьма малых
концентрациях в сплавах, при этом установлено, что долговечность сплава
IN 100 понизилась на 20% в случае присутствия в нем всего 0,00002% вис-
мута. Анализ кривых ползучести показал, что висмут влияет на начало и
протяженность третьей стадии кривой ползучести, не влияя на первую и
вторую стадии.
Такое отрицательное влияние этих примесей связывают с ликвацией при-
месей на границы зерен и увеличением порообразования на этих границах
при ползучести материала. При сканировании поверхности разрушения под-
тверждена ликвация свинца на границе зерен и образование там пор и затем
трещин на более ранней стадии ползучести, чем в металле без свинца; в
результате снизились характеристики ползучести при 850°С (время до разру-
шения и пластичность). Отмечается, что в присутствии свинца и висмута
третья стадия ползучести начиналась при более низком уровне напряжений,
чем у металла без добавок.
При исследовании распределения кремния (0,5—1,6%) между фазами спла-
ва ЖС6-К [7], показано, что около 60% Si от общего его содержания в спла-
ве входит в состав у'-фазы, около 30% Si — в у-твердый раствор и 8—10%
Si — в карбиды. Отмечают способность кремния к образованию различных
карбосилицидов. Кроме того, он стимулирует образование топологически
плотноупакованных (ТПУ) фаз и карбидов М6С. По данным [8], кремний
при концентрации в сплаве свыше 0,40% обогащает границы зерен, способ-
ствуя выделению на них полунепрерывных пленок карбидов М6С пластин-
чатой формы, что приводит к некоторому снижению прочностных и пласти-
ческих свойств. В работе [9] на микроанализаторе определили состав кар-
бида М6С в никелевом жаропрочном сплаве, содержащем кремний:
(NiSi0>2)3(Mo0,25W0j5Cr0>40)3C или М5,4 Si0 6С.
128
Кроме того, кремний способствует образованию в жаропрочных никеле-
вых сплавах фазы Лавеса, что было замечено на сплаве В-1900; образование
такой фазы в сплаве отрицательно повлияло на его свойства.
Вышеуказанные примеси могут попадать в сплавы как на стадии их плав-
ки в вакуумных индукционных печах, так и при последующем прецизионном
литье лопаток по выплавляемым моделям.
При выплавке сплавов основным источником примесей являются приме-
няемые шихтовые материалы, а также литейные отходы, образующиеся на
моторостроительных заводах при отливке лопаток. Концентрация примесей в
основных шихтовых материалах, применяемых при выплавке литейных жаро-
прочных сплавов, приведена в табл. 3.1 — 3.2.
Металлургические дефекты в лопатках, а также снижение свойств сплавов
могут являться следствием попадания в металл примесей щелочных металлов
(калия и натрия), а также кремния, азота, кислорода и некоторых других
элементов при технологическом процессе прецизионного литья лопаток по
выплавляемым моделям.
Щелочные металлы являются распространенными в земной коре элемен-
тами и входят в качестве примесей практически во все материалы, добывае-
мые из земной коры. Природа активного каталитического воздействия ще-
лочных металлов на окисление жаропрочных сплавов при высоких темпера-
турах связана со способностью натрия и калия при температурах около 900°С
образовывать пероксиды:
2R2O + 2О2 -» 2R2O2
Пероксиды калия и натрия, в свою очередь, легко восстанавливаются до
оксидов алюминием, титаном, углеродом и другими активными по сродству к
кислороду элементами, входящими в состав жаропрочных сплавов, по реакциям:
R2O3 + Al,Ti,C -» R2O + А12О3, TiO2,COt
При протекании этих реакций на поверхности деталей из жаропрочных
сплавов имеет место язвенная коррозия, а в случае такой реакции на грани-
це кристаллизующегося расплава в отливке образуются дефекты в виде плен
(оксиды Al2O3,SiO2) и газовых «прострелов», если идет образование оксида
углерода.
Источником попадания этих примесей в литейные жаропрочные сплавы
может явиться материал модельной массы — мочевина, содержащая 10% ка-
лиевой селитры (KNO3), и керамические материалы, с которыми контактиру-
ет расплав в процессе плавки и отливки лопаток: плавильный тигель, блок
лопаток и стержень, которые могут содержать в составе щелочные составля-
ющие — оксид натрия и калия.
В табл. 3.3 приведены результаты определения концентрации натрия и ка-
лия в керамических блоках лопаток, стержнях и плавильных сменных тиглях,
применяемых на одном из моторостроительных заводов при отливке лопаток.
Исследование было выполнено методом микрорентгеноспектрального анализа
(МРСА) с использованием прибора Камебакс. Видно, что все керамические
изделия, с которыми жидкий металл контактирует в процессе плавки и от-
ливки лопаток, содержали соединения натрия и калия.
5 — 1051
129
Таблица 3.1. Концентрация примесей С-104, % (масс.), в никеле, кобальте, хроме, молибдене и вольфраме
	Марка Ni, Со, Сг, Мо, W	Способ получения	РЪ	Bi	Sn	Sb	As	Zn	Cd H	Cu e 6	Ag о л e €	Se Те	TI	Si	S	Р	Сумма примесей (без Ag, Se, Те, Т1)
	НО	Никель Электролитический	3	3	3	3	5	5	3	10	He	контролируются	10	10	10	65
	Н1У	- « -	5	5	5	5	10	10	5	15	He	контролируются	20	10	10	98
	ДНК	Карбонильный	2	1	1	3	5	3	1	10	1	1	5	5	5	10	5	46
	КО	Кобальт Электролитический	3	3	3	3	5	10	3	10	He	контролируются	10	10	5	65
	К1А	Огневой	5	5	10	10	20	30	10	300	He	контролируются	100	40	30	560
	Х99Н1	рафинированный Хром Алюмотермический	5	4	40	20	100	50			50*	He	контролируются	200*	200*	50	719
	Х99	- « -	10	5	40	80	100	100	—	200	He	контролируются	200	200	200	1135
	мш-в	Молибден Штабик	1	1	5	3	3	1	1	50	He	контролируются	—	100	50	215
	мшч	- « -	1	1	1	-	10	10	1	10	He	контролируются	30	40	40	144
о	швч		Вольфрам Штабик	1	1	1	-	10	10	1	10	He	контролируются	20	35	35	124
	* Хром электролитический рафинированный марки ЭРХ1; содержит, % (масс.)											(не более): 100-10	"4 Si;	30-10	"4 Си	; 20 • IO"4 S.
Таблица 3.2. Концентрация примесей в ниобии и ванадии, % (масс.)
Рядовой металл		Особо чистый металл
Способ	Сумма	В том числе	Способ	Сумма		В том числе	
получения примесей	С	Fe Si	N2	О2	получения	примесей	с	Fe	Si	N	о
(марка)	(не более)		(марка)	(не более)	2	2
Ниобий,		Ниобий,
штабик	0,70	0,03	0,042 0,007 0,03	0,02	слиток	0,15	0,01 0,002 0,002 0,01	0,01
(НБШОО)		ЭЛП (НБ1)
Ванадий	Не	Не	Ванадий,
алюмотер-	—	опреде- 0,30 0,35	0,05 опреде-	слиток	-	0,03	0,15	0,20	0,01	0,03
мический	лялся	лялся	ЭЛП
(ВН2А-1)		(ВНМ-1)
Таблица 3,3. Концентрация натрия и калия в керамических блоках лопаток, стержнях и
сменных тиглях (результаты МРСА)
Анализируемая керамика	Натрий, имп/с	Калий, имп/с	Фон, имп/с
Форма с поверхностным модифи- цированием алюминатом кобальта	120-150 (локально 400)	200-300 (локально 800)	10-13
Форма без поверхностного модифицирования	70-100 (локально 400—1000)	80-100 (локально 300)	10-13
Стержень электрокорундовый	30-40 (локально 2100)	100-120 (локально 440)	10-13
Тигель перед плавками	40-50 (локально 1000)	20-40 (локально 900)	10-13
Тигель после плавок	17-20 (локально 2100)	50-80 (локально 550)	10-13
Другой примесью,, которая может попадать в сплавы при существующей
технологии отливок лопаток по выплавляемым моделям, является кремний.
Для составления суспензии из микропорошков электрокорунда или дистен-
силлиманита применяется этилсиликат-40, который содержит 39—42% диок-
сида кремния. Для изготовления керамических форм используют гидролизо-
ванный раствор этилсиликата-40 и этилового спирта, содержащий 14—22%
диоксида кремния. Хотя при приготовлении гидролиза и последующей про-
калке форм содержание свободного диоксида кремния в керамике снижается,
однако все равно после прокалки форм при температуре 1050° С оно может
составлять, по данным И.М. Демониса и Ю.Ф. Карпович, 4—8%.
Керамика, изготовленная на основе дистен-силлиманита (А12О3 • SiO2),
прокаленного при температуре свыше 950°С, содержит в своем составе боль-
ше свободного SiO2, чем керамика, изготовленная на основе электрокорунда.
Это объясняется различным соотношением твердой и жидкой фаз в керами-
ческой суспензии: при гидролизе дистен-силлиманита расходуется в три раза
больше раствора (по сравнению с гидролизом электрокорунда). Кроме того,
дистен-силлиманит при температуре свыше 1100°С разлагается с образовани-
ем муллита (ЗА12О3 • 2SiO2) и кристаболитового стекла (при этом появляется
около 4% свободного SiO2). С учетом диоксида кремния в суспензии, общее
содержание свободного SiO2 в дистен-силлиманите после прокалки формы
при температуре свыше 1300°С (для получения отливок методом НК) состав-
ляет, по данным И.М. Демониса и Ю.Ф. Карпович, 10—12%.
Была сделана термодинамическая оценка взаимодействия никелевого рас-
плава с вышеуказанными керамическими материалами формы, которая пока-
зала, что такое взаимодействие вполне возможно.
Однако термодинамические расчеты указывают лишь основные направле-
ния реакций. Для получения количественной зависимости дополнительно
была проведена экспериментальная проверка. Были приготовлены тигли диа-
метром 12 мм и высотой 15 мм по технологии, применяемой на моторостро-
ительных заводах при отливке лопаток. Тигли прокаливали при температуре
1050°С в течение 4 ч. Для опытов использовали сплав ЖС6У. Температура
металла составляла 1470— 1500°С, и разрежение в печи 2,0—5,3 Па.
5*
131
Концентрация оксида кремния в керамике различных тиглей до опытов
колебалась в пределах 1,5—6,0% (масс.); после контакта керамики с жидким
металлом в течение 2 ч концентрация оксида кремния в керамике снизи-
лась в среднем на 25—40%, а концентрация кремния в металле возросла с
0,05—0,07 до 0,17—0,26%. Экспериментальные данные с учетом результатов
анализа кремния были обработаны методом наименьших квадратов. Полу-
ченная зависимость имеет вид:
%[Si] = 0,118 + 0,019 1g т,
т.е. концентрация кремния в металле зависит от продолжительности контакта
с керамикой, содержащей кремнезем.
В связи с развитием процессов направленной кристаллизации продолжи-
тельность взаимодействия расплава с керамикой формы и стержня увеличи-
вается, вследствйе чего уровень примесей в металле может повыситься.
Аналогичные исследования были проведены с использованием сплава
ЖС6-Ф.
Анализ показал, что при длительном взаимодействии расплава с керами-
кой состав сплава ЖС6-Ф изменяется: увеличивается концентрация кремния,
понижается концентрация углерода, алюминия и гафния. Наибольшее насы-
щение металла кремнием наблюдалось при взаимодействии расплава с дис-
тен-силлиманитом, который предварительно прокалили при 1350°С. При этом
концентрация кремния в металле увеличилась с 0,06 до 0,18—0,19%, тогда как
при взаимодействии расплава с электрокорундом только до 0,09—0,10%.
Влияние примесей на формирование структуры
и свойства сплавов
На рис. 3.2 показано отрицательное влияние кремния на долговечность
сплава ЖС6-Ф, отлитого методами равноосной (РК) и направленной крис-
таллизации (НК), а также его влияние на кратковременные свойства при
комнатной температуре (а20, 520) и удельное изменение массы при окисле-
нии образцов на воздухе.
Было исследовано влияние кремния на фазовые реакции в сплаве ЖС6-Ф
в процессе кристаллизации и последующих высокотемпературных нагревов и
испытаний на длительную прочность. Анализ методом МРСА микрострукту-
ры сплава показал, что по мере роста в сплаве концентрации кремния (от
0,05 до 0,37%) происходит увеличение количества эвтектической у'-фазы и
некоторое повышение доли карбидов на основе (Hf, Nb)C. Кроме того, в
структуре сплава, содержащего 0,37% Si, обнаружены выделения карбидных
частиц полиэдрической морфологии, по химическому составу соответствую-
щих двойному карбиду М6С, % (масс.): Ni 16,5; W 62,5; Со 2,3; Сг 6,0;
А1 0,8; Ti 0,7; Nb 2,0; Мо 1,8; Si 2,5; Hf 0,3; С 3,6.
Фазовый состав сплава исследовали методом физико-химического фазово-
го анализа (ФХФА) в литом состоянии, после изотермического отжига
1000°С/100 ч и испытания образцов на длительную прочность при 975°С. С
увеличением содержания кремния в сплаве общее содержание карбидов МС
повышается, особенно на основе HfC, что согласуется с результатами МРСА.
132
О) 11 xou
I н~160
CD r 1
140
I § I20
ф II 100
|Г 80
О 60
cq 40
5? 20
<
Концентрация Si в металле, % (масс.)
Рис, 3,2, Влияние кремния на свойства сплава ЖС6-Ф:
а — равноосная кристаллизация (t = 975°С, ст = 240 МПа); б - направленная кристал-
лизация (t = 975°С, ст = 250 МПа); 7, 2 — продольные и поперечные образцы
В процессе изотермического отжига, а также испытаний на длительную проч-
ность выделяются карбиды пластинчатой морфологии М6С. С увеличением
содержания кремния в сплаве их количество также увеличивается, причем
образование карбида М6С не связано с растворением карбида МС.
Независимо от количества в металле кремния содержание у'-фазы в литом
сплаве в среднем составляет 61—63%, при этом более 60% кремния от обще-
го его содержания входит в состав у'-фазы, замещая в ней Hf, Ti и Nb в
эквиатомных количествах.
Под воздействием нагрева как без нагрузки (изотермический отжиг), так
и с приложением нагрузки (процесс ползучести) у'-фаза коагулирует, меня-
ются электрохимические свойства сплава. При этом скоагулированная часть
у'-фазы не изолируется. Одним из показателей термостабильности сплава яв-
ляется относительное количество дисперсной (нескоагулированной) у'-фазы
в металле в определенное время, выявляемое методом фазового анализа: чем
больше такой у'-фазы в металле, тем выше его термостабильность. При изо-
термическом отжиге при 1000°С в течение 100 ч у'-фаза коагулирует, причем
с увеличением концентрации кремния количество изолированной при фазо-
вом анализе у'-фазы уменьшается с 42,6 до 31,1% (табл. 3.4).
133
Таблица 3.4. Количество изолированной фазовым анализом у'-фазы в сплаве ЖС6-Ф с пе-
ременной концентрацией кремния
Состояние	Количество изолированной у'-фазы, % (масс.),
металла	при концентрации Si в сплаве, % (масс.)
	0,05	0,26	0,37
Литой	61,2	63,1	61,4
После изотермического отжига при 1000°С — 100 ч	42,6	36,5	31,1
После испытания на длительную прочность при ст = 200МПа и t = 975°С в течение, ч: 184	10,5		
137	—	14,9	—
110	—	—	12,2
В образцах, испытанных на длительную прочность, количество изолирован-
ной при фазовом анализе у'-фазы во всех плавках составляет всего 10,5—14,9%
(см. табл. 3.4), поскольку коагуляция фазы под напряжением протекает бы-
стрее. При этом, учитывая, что время до разрушения образцов заметно раз-
личается, можно сделать вывод, что с увеличением концентрации в сплаве
кремния, скорость коагуляции у'-фазы также увеличивается. По этой причи-
не, а также в связи со склонностью сплава ЖС6-Ф с повышенной концен-
трацией кремния к образованию двойного карбида М6С в процессе нагрева,
примесь кремния в количестве более 0,25% снижает фазовую стабильность
сплава, определяющую, наряду с другими факторами, его долговечность.
Была сделана оценка влияния легкоплавких примесей цветных металлов,
которые практически не растворимы в матрице, на формирование структуры
и свойства сплавов, отливаемых методом РК и НК.
Схема ликвации примеси вблизи границ зерен зависит от характера обра-
зования самих границ. Рассмотрим два случая образования границ зерен (рис.
3.3): на схеме рис. 3.3, а изображена граница, расположенная параллельно
направлению теплового потока, т.е. в условиях направленного затвердевания,
а на схеме рис. 3.3, б — граница, образующаяся при равноосном росте зерен.
Скопление примеси на границе зависит от ориентировки двух зерен по
отношению к границе. Если оба зерна ориентированы таким образом, что
скапливающаяся у фронта кристаллизации примесь отводится по направле-
нию к границе между зернами (см. рис. 3.3, б), то концентрация примеси на
этой границе может быть весьма высокой (равноосные зерна). Однако зерна
могут быть ориентированы таким образом, что эта примесь оттесняется на-
правленно растущими зернами в жидкость (см. рис. 3.3, а).
В результате примеси оттесняются движущимся фронтом направленной
кристаллизации и скапливаются в верхней зоне, затвердевающей в последнюю
очередь.
Для проверки данного положения был изучен характер распределения
примеси свинца в сплаве ЖС26У, отлитом с равноосной (РК), направленной
(НК) и высокоскоростной направленной (ВНК) структурой без добавок и с
134
0,0002 0,0006 0,001 Pb, %
Рис. 3.3. Схема образования границ зерен:
а — параллельно направлению роста; б — при росте равноосных зерен
Рис. 3.4. Влияние примеси свинца на относительную долговечность трь/т0 (испытание на
длительную прочность при 975°С: трь, т0 - долговечность металла с добавкой свинца и
без него) сплава ЖС26У, отлитого различными способами кристаллизации (НК при
Икр = 4 мм/мин; ВНК при Икр=20 мм/мин); 1,2 — продольные и поперечные образцы
добавками до 0,001% свинца. Отлитые заготовки были испытаны на длитель-
ную Прочность при 975 °C. Полученные результаты представлены на рис. 3.4,
на котором по оси абсцисс отложено отношение долговечности металла с
добавкой свинца к долговечности металла без добавки.
Анализ этих результатов показывает, что попадание в сплав свинца пони-
жает его долговечность, однако сплав РК более чувствителен к примеси свин-
ца, чем сплав с направленной структурой, отлитый методами ВНК и НК.
Известно, что примеси цветных металлов, в частности свинец, практичес-
ки не растворимы в основе жаропрочных сплавов — никеле. Кроме того,
вследствие пониженной активности они не образуют химических соединений
с компонентами сплава и поэтому находятся в металле в свободном виде.
Действительно, было установлено, что в процессе направленного затвердева-
ния часть свинца оттеснялась вверх растущими кристаллами, где его концен-
трация была в 2,5 раза выше. Поэтому остаточная концентрация свинца на
границах зерен в этом случае ниже, чем в равноосной отливке. Кроме того,
в процессе длительной выдержки расплава при направленном затвердевании
в условиях вакуума свинец может частично испаряться.
При металлографическом исследовании разрушенных после испытаний на
длительную прочность образцов сплава с примесью свинца (0,001%) отмеча-
ется различный характер разрушения образцов с равноосной и направленной
структурой. В первом случае образование и развитие очагов разрушения в
условиях ползучести было связано с появлением единичных пор по границам
зерен, расположенных перпендикулярно приложенной нагрузке, и их слияни-
ем одновременно с образованием трещины. Во втором случае образовавшие-
ся поры не развивались в поперечном по отношению к приложенной нагруз-
ке направлении, поскольку их распространение сдерживалось вытянутыми в
направлении кристаллизации осями дендритов.
135
Для сохранения когерентности на границах зерен необходимо знать и учи-
тывать те внутренние напряжения, которые возникают в материале в процес-
се его получения и могут приводить к локальному зернограничному разруше-
нию. Сплавы РК обладают более низким уровнем пластичности, чем сплавы
НК. Это препятствует релаксации напряжений за счет течения матрицы и
вызывает концентрацию деформации вблизи границ зерен. Поэтому любое
ослабление границ зерен (связанное, например, с образованием пор) больше
проявляется в сплавах РК. Кроме того, в сплавах НК протяженность границ
значительно меньше и все они вытянуты в направлении приложения нагруз-
ки, что также уменьшает вероятность образования локальных зерногранич-
ных дефектов.
Рафинирование сплавов от примесей и газов в вакууме,
требования к исходным материалам
Поскольку вредные примеси, попадая в металл, понижают свойства спла-
вов, были исследованы вопросы рафинирования металла от примесей, а так-
же ограничения их попадания в металл в процессе производства.
Известно, что одним из важных назначений вакуумной индукционной
плавки, которая обычно применяется при плавке литейных жаропрочных
сплавов, является возможность понижения в сплавах концентрации вредных
примесей цветных металлов, имеющих высокую упругость пара, таких как
свинец, висмут, теллур, селен, медь и другие. Однако было эксперименталь-
но установлено, что в условиях плавки в вакууме снижение в расплаве при-
месей цветных металлов с высокой упругостью пара может происходить толь-
ко до определенной концентрации, ниже которой испарение примеси при тех
же термодинамических условиях невозможно.
Для объяснения этого следует исходить из того, что термодинамические
условия для испарения примесей в условиях вакуума зависят не только от
упругости пара данного элемента, но и от его активности в расплаве.
На рис. 3.5 приведена схема, иллюстрирующая условия испарения приме-
си (/) с поверхности расплава в условиях вакуума. Известно, что испарение
примеси с поверхности при прочих одинаковых условиях зависит от актив-
ности примеси в расплаве az, которая определяется через коэффициент ак-
тивности yz и молярную поверхностную концентрацию примеси NP [10]:
az = у,- N?.
Для реальных растворов
н,= Л/Л“.
где Pi — упругость пара примеси над расплавом; Р? — равновесная упругость
пара чистой примеси.
Тогда Pz. = Pz° yz 7Vzn.
Из данного уравнения следует, что с понижением концентрации примеси
на поверхности расплава упругость ее пара над расплавом также будет сни-
жаться. Если концентрация примеси на поверхности расплава 7Vzn будет выше
136
Рис. 3.5. Схема, иллюстрирующая условия испа-
рения примеси (Z) с поверхности расплава в ус-
ловиях вакуума:
Pt - упругость пара примеси над расплавом;
Рп — разрежение в вакуумной индукционной
печи; Р? - равновесная упругость пара чистой
примеси; 7V/1 — молярная поверхностная кон-
центрация примеси
критической величины Л^пкр (N? > ^пкр), то в соответствии с термодина-
мическими условиями упругость пара примеси над поверхностью расплава
будет выше разрежения в печи и примесь будет испаряться. Когда концент-
рация примеси на поверхности расплава N.n становится ниже критической
величины Л^.пкр (N? < А/1 ), то упругость пара примеси над расплавом бу-
дет ниже разрежения в печи и испарение примеси при данных термодинами-
ческих условиях (разрежение, температура и др.) прекратится.
Дальнейшее снижение содержания примесей в сплавах может быть дос-
тигнуто применением при плавке в вакууме более чистых по примесям цвет-
ных металлов шихтовых материалов, в которых концентрация этих примесей
может быть понижена на стадии их получения. Поэтому вопросы чистоты
шихтовых материалов, применяемых при плавке литейных жаропрочных спла-
вов, приобретают особо важное значение.
На рис. 3.6 показана зависимость долговечности сплавов ЖС6У и ЖС6-К
от чистоты используемого при вакуумной индукционной плавке никеля. При-
меняли никель высокой чистоты (сумма содержания свинца и висмута
40-50 51-60 61-70 71-80 81-90 91-100 101-110 Т,Ч
Рис. 3.6. Зависимость долговеч-
ности при испытании на дли-
тельную прочность сплавов
ЖС6У (а) и ЖС6-К (б) от чи-
стоты применяемого никеля
при 975°С: а = 230 МПа (а) и
а = 200 МПа (б)
а — никель высокой чистоты
(Pb + Bi = 0,0003%);
• — никель обычной чистоты
(Pb + Bi = 0,0011%)
50-70 71-90 91-110 111-130 131-150 151-170 т>ч
137
Рис. 3.7. Зависимость долговечности (испыта-
ние на длительную прочность при 900°С)
сплава ЖС6-Ф от чистоты шихтовых матери-
алов:
1 - рядовые (никель катодный Н1У, кобальт
К1А); 2 — чистые (никель катодный НО, ко-
бальт КО); 3 — особо чистые (никель карбо-
нильный, кобальт КО)
0,0003%) и обычной чистоты (сумма содержания свинца и висмута 0,0011%).
Хотя технологические параметры выплавок сплавов в вакууме во всех случа-
ях были одинаковые, в том числе по глубине вакуума, температуре расплава
и продолжительности плавок, долговечность металла, выплавленного на осо-
бо чистом никеле, была в среднем на 20% выше.
Концентрация примесей в различных марках никеля, кобальта, хрома и
ниобия приведена в табл. 3.1, 3.2. Так, концентрация примесей в карбониль-
ной никелевой дроби ДНК в 1,4—2,1 раза ниже, чем в электролитическом
катодном никеле марок НО и Н1У. Соответственно отличается по чистоте
кобальт марок КО и К1А, хром марок Х99Н1 и Х99 и ниобий марок
НБШОО и НБ1.
На рис. 3.7 показано, что с повышением чистоты никеля и кобальта дол-
говечность сплава ЖС6-Ф увеличивается, при этом необходимо подчеркнуть,
что этот эффект при больших базах испытаний выше.
В случае попадания в сплавы примесей калия и натрия, что было рас-
смотрено ранее, на поверхности литых деталей могут образовываться дефек-
Рис. 3.8. Относительная интенсив-
ность линий калия и натрия в зоне
дефекта «сыпь» на лопатке из спла-
ва ВЖЛ12У (х800)
138
ты в виде язвенной коррозии («сыпи»), выявляемые при ЛЮМ-А контроле.
Анализ характера дефектов на лопатках из сплава ВЖЛ12У показал, что фик-
сируемое при ЛЮМ-А контроле свечение представляет раковину глубиной
0,3—0,4 мм. Рентгеноструктурный фазовый анализ таких дефектов свидетель-
ствует, что это продукт окисления основного металла NiO с неметалличес-
кими включениями размером до 30 мкм, содержащими К, Na, Si, Al, О,
причем концентрация калия и натрия в этих включениях может достигать
1% (масс.) (рис. 3.8).
С помощью экспериментальной установки, подсоединенной к масс-спек-
трометру, был изучен состав газовой фазы при плавке в вакууме при разных
температурах (1380, 1560 и 1660°С) сплава ВЖЛ12У, в котором присутство-
вали неметаллические включения, содержащие калий и натрий. Во время вы-
держки расплава при этих температурах непрерывно осуществляли фикса-
цию парциальных давлений газов. Масс-спектр газов снимали в интервале
масс от 12 до 202.
При плавке металла без примесей калия и натрия газовая фаза состояла
из обычных компонентов, характерных для подобных сплавов, в основном
оксида углерода (масс, число 28), причем с повышением температуры рас-
плава увеличились только «пики» масс. На масс-спектрограммах металла с
неметаллическими включениями, содержащими калий и натрий, газовая фаза
также состояла из обычных компонентов, но одновременно содержала ряд
тяжелых масс — 130, 155 и 185, которые появлялись только при повышении
температуры металла до 1560°С и выше (рис. 3.9).
Точная расшифровка состава веществ, отвечающих указанным массам,
чрезвычайно сложна. Однако, руководствуясь справочными данными, можно
Рис. 3.9. Масс-спектрограмма газов, по-
лученная при плавке сплава ВЖЛ12У,
содержащего неметаллические включе-
ния с калием и натрием:
а — фоновый спектр; б, в, г — при тем-
пературе металла 1380, 1560 и 1660вС
139
полагать, что возможно испарение следующих термодинамически прочных, но
легкоплавких веществ (tm — температура плавления):
—	в области массы 130 — Na2SiO3 (tm = 1088°С);
—	в области массы 155 — K[AlSiO4] (tm = 1200°С);
—	в области массы 185 — Na2Si2O5 или K[AlSi2O6] (tm = 1200°С и 875°С
соответственно).
Таким образом, эффект появления в газовой фазе тяжелых масс одно-
значно свидетельствует о существовании в сплаве неметаллических вклю-
чений, содержащих примеси калия и натрия, причем с повышением тем-
пературы расплава испарение соединений, содержащих такие примеси, ус-
коряется.
Повышение температуры никелевого расплава благоприятно также для
удаления из него под вакуумом газовых примесей — кислорода и азота. Так,
концентрацию кислорода в сплаве ЖС26 можно понизить в два раза за счет
повышения температуры расплава, содержащего углерод, с 1500—1550°С до
1600°С (табл. 3.5).
В табл. 3.6 приведены результаты выполненного в ВИАМ анализа кон-
центрации газов в металлах, применяемых при плавке литейных жаропроч-
ных сплавов.
Таблица 3.5, Влияние углерода и температуры расплава на концентрацию кислорода в
сплаве ЖС26
Температура расплава, °C	Концентрация в металле, %	
	С	о2
1500	—	0,0014
1500	0,15	0,0008
1550	0,14	0,0007
1600	0,12	0,0004
Таблица 3,6, Концентрация газов в металлах, применяемых при плавке литейных
жаропрочных сплавов
Легирующие металлы	Вид исследуемого материала	Концентрация газов, % (масс.)		
		о2	n2	н2
Ni	Пластина	0,010	0,0002	0,001
Со	Кусок	0,03	0,0001	0,001
Сг	Кусок (алюмотермический)	0,04-0,09	0,11-0,16	0,0012
	Чешуйка (ЭРХ)	0,003	0,008	—
Мо	Штабик	0,010	0,006	0,0012
V	Слиток ЭЛП	0,042	0,014	0,005
Ti	Губка	0,100	0,020	0,011
W	Штабик	0,008	0,010	0,004
Nb	Штабик	0,15	0,023	0,005
	Слиток ЭЛП	0,03	0,012	0,005
140
Изучение масс-спектрограмм газовыделения, полученных с помощью масс-
спектрометра, подсоединенного к печи, а также состава и парциальных дав-
лений газов при плавке показало, что основная масса кислорода удаляется в
виде СО; за период плавки удаляется 0,01% (масс.) кислорода, что составляет
примерно 60% от введенного с легирующими металлами кислорода. Исследо-
вание кинетики удаления азота показало, что при выплавке сплавов к мо-
менту расплавления удаляется 50% азота, введенного с шихтой. В процессе
плавки концентрация азота практически не изменяется. Следует отметить, что
концентрация кислорода и азота в плавках, выплавленных с применением
собственных отходов (обрезь от шихтовых заготовок), практически такая же,
как в плавках, выплавленных с применением только свежей шихты. В то же
время введение отходов литейного производства привело к увеличению кон-
центрации кислорода и азота в готовом металле в 2—3 раза (табл. 3.7).
Водород практически полностью удаляется к моменту полного расплавле-
ния шихты.
Изучение масс-спектрограмм также показало, что с повышением темпера-
туры расплава «пики» масс таких газов, как СО, СО2 и N2, увеличиваются,
что свидетельствует об интенсификации скорости удаления газовых примесей
из расплава.
Ранее было показано, что одной из наиболее вредных примесей в жаро-
прочных никелевых сплавах является сера, которая понижает их свойства, и
в первую очередь жаропрочность. При выплавке в вакуумных индукционных
печах в сплавы из шихтовых материалов может переходить до 0,009% серы
(табл.3.8).
В отличие от плавки на воздухе, где сера удаляется из металла благодаря
применению шлаков, при плавке в вакууме испарение серы из расплава прак-
тически не имеет места из-за низкой упругости пара серы при температурах
проведения процесса плавки.
Получение металла с минимальной концентрацией вредных примесей —
таких, как примеси цветных металлов, а также сера — одна из основных за-
дач вакуумной металлургии жаропрочных сплавов. Применение ВИ плавки
позволяет решить только первую часть задачи, т.е. понизить в сплавах при-
меси цветных металлов. На рис. 3.10 показано изменение концентрации свин-
ца и серы при плавке сплава ЖС6У в открытой и вакуумной индукционной
печи. Видно, что применение вакуума позволяет существенно понизить кон-
Таблица 3.7. Концентрация кислорода в металле при плавке сплава ЖС26, % (масс.)
Шихта	Время отбора проб	
	После расплавле- ния и выдержки 10 мин	Перед сливом
100% свежей шихты	0,0013	0,0006
50% свежей шихты + 50% собственных отходов	0,0007-0,0010	0,0005-0,0006
50% свежей шихты + 50% литейных отходов	0,0017-0,0032	0,0016-0,0017
141
Таблица 3.8. Концентрация серы в шихтовых материалах и в сплаве ЖС6У-ВИ, % (масс.)
Шихтовые материалы	Концентрация серы в шихтовых материалах		Внесено серы в сплав ЖС6У-ВИ		Концентрация элементов в сплаве ЖС6У-ВИ
	мин.	макс.	средн.	макс.	
Никель катодный	0,003	0,007	0,0031	0,0043	61
Кобальт	0,001	0,002	0,0001	0,0002	10
Хром	0,01	0,028	0,0009	0,0025	9
Молибден	0,002	0,005	0,0003	0,0008	1,5
Алюминий	0,006	0,008	0,0003	0,0004	5,2
Титановая губка	—	0,01	0,0002	0,0002	2,2
Вольфрам	—	0,005	0,0005	0,0005	10,2
Ниобий	—	0,004	0,00004	0,00004	1
Примечание:	: Всего	внесено серы в	сплав от	0,0065 (средн.) до 0,0089% (макс.).	
центрацию свинца в сплаве. Однако, поскольку ВИ плавку, в отличие от
плавки при атмосферных условиях, проводят без применения шлаков, сера
сохраняется в металле почти полностью в количестве, которое вносится с
шихтовыми материалами.
Наиболее эффективным способом удаления серы из металла при плавке в
вакууме, а также нейтрализации ее вредного влияния является введение в
сплавы РЗМ. Известно, что РЗМ являются хорошими десульфураторами ме-
талла; отрицательная величина энергии Гиббса у сульфидов РЗМ при темпе-
ратурах плавки даже выше, чем у кальция.
Рис. 3.10. Влияние условий плавки на содержание серы и свинца в сплаве ЖС6У:
а — открытая плавка (Р=0,1МПа; шлак: 70%CaO+30%CaF2); б - вакуумная индукционная
плавка (Р=0,4Па; без шлака)
142
Эффективность десульфурации металла введением РЗМ исследовали совре-
менными методами анализа материалов: фрактографическим, МРСА и ОЭС с
использованием литейного жаропрочного сплава для монокристаллического
литья (% масс.: менее 0,02С; ЮСг; 5Со; 5,4А1; 0,9Ti; 0,10Hf; 10W; 4Та; Ni -
основа).
Изучали металл в равноосном состоянии непосредственно после литья
(РК), а также с направленной структурой (НК) после испытаний на дли-
тельную прочность. Отношение амплитуд «пика» серы и «пика» никеля в
спектрах Оже-электронов исследованных образцов приведены в табл. 3.9.
Присутствия церия, лантана, иттрия, гафния, а также примесей цветных
металлов в спектрах Оже-элекгронов, полученных при сканировании в ши-
роком диапазоне кинетических энергий, не обнаружено.
Сравнительный анализ отношений амплитуд Оже-пиков, приведенных в
табл. 3.9, позволяет предположить, что сера на поверхности излома образца,
не содержащего РЗМ (плавка 1), занимает значительную площадь (Js /JNi =
= 1,1). На поверхности изломов образцов, полученных из металла с РЗМ
(плавки 2, 3, 4), сера занимала значительно меньшую площадь (Js /JNi =
= 0,1—0,2). Методом МРСА в изломе обнаружены отдельные включения, со-
держащие наряду с сульфидами гафния и сульфиды РЗМ (в случае введения
в металл РЗМ).
Таблица 3.9, Отношение амплитуд Оже-пиков серы к Оже-пику никеля в спектрах иссле-
дуемых образцов
Условный номер плавки	Состояние	РЗМ (%расч./%получ.)			Концентра- ция серы в металле, %	Анализи- руемое место	У
	материала	Се	La	Y			^Ni
1	РК (после литья)	-	-	-	0,0046	Излом	1,1
2	То же	0,01			0,0023		0,2
		0,0024					
3	_ If _	0,01		0,01	0,0028	ff	0,1
		0,0038		0,006			
4	11 _	0,025 0,011	0,01 0,008	0,01 0,009	0,0031	_ 11 _	0,1
5	НК (после испытания на длительную прочность по режиму: t = 1000°С, о = 220 МПа, т = 100 ч)				0,0046	Пора в изломе Пора в изломе после ионного травления	3,1 0,5
6	То же	0,025 0,015	—	—	0,033	Включение в изломе Пора в изломе	2,2 0,4
* Js и JNi — интенсивность		(амплитуда «пика»)		S и Ni	соответственно при ОЭС.		
143
На основании этих данных ОЭС и МРСА можно предположить, что вы-
сокое отношение Js /JNi в спектре Оже-элекгронов образца без РЗМ опреде-
ляется адсорбцией серы на поверхности раздела, что свидетельствует о нали-
чии свободной серы в объеме металла.
Исследование разрушенных после испытания на длительную прочность об-
разцов показало, что под воздействием температуры и напряжения происхо-
дит изменение состояния сплава, приводящее к перераспределению приме-
сей, в частности серы. Изучение методом ОЭС образцов из металла без РЗМ
(плавка 5) показало присутствие серы в порах	= 3,1), причем сера
адсорбирована на стенках поры. После нескольких циклов щадящего травле-
ния ионным пучком аргона относительная концентрация серы понизилась
Js/JNi = (см. табл. 3.9). Уменьшение Оже-пика серы в ходе травления
связано с ее наличием в виде сегрегаций толщиной в несколько атомных
слоев, которые легко удаляются при ионной бомбардировке.
В спектрах Оже-электронов изломов образцов с РЗМ (плавка 6, табл. 3.9)
пик серы практически отсутствует, проявляясь лишь в спектрах, снятых с пор
и отдельных включений. При этом отношение Js /JNi = 0,4 не следует связы-
вать с адсорбцией серы на стенках пор. Метод МРСА показал, что присут-
ствие серы в порах в этом случае обусловлено сульфидами церия.
Следует отметить, что после травления сульфидных включений пучком
ионов аргона, Оже-пик серы не уменьшается, что свидетельствует о высокой
термодинамической стойкости этих включений.
Следовательно, РЗМ, связывая серу в тугоплавкие соединения, способству-
ет уменьшению концентрации свободной серы в объеме сплава. Как видно
из табл. 3.9, применение РЗМ позволяет не только связать свободную серу в
тугоплавкие соединения, но также понизить ее концентрацию в сплаве в 1,5—
2,0 раза. При этом методом ОЭС установлено, что с увеличением концентра-
ции РЗМ в металле общее количество сульфидов церия, лантана и иттрия в
изломе образцов уменьшается. Наиболее вероятно, что удаление серы из рас-
плава в виде сульфидов с РЗМ происходит путем всплывания, поскольку
плотность сульфидов РЗМ ниже, чем плотность расплава.
Углерод традиционно является в жаропрочных литейных сплавах важным
легирующим элементом, позволяющим не только повысить жаропрочность
сплавов, но и обеспечить снижение в металле содержания кислорода и час-
тично азота, что было рассмотрено ранее. Однако в монокристаллических бе-
зуглеродистых сплавах углерод является уже вредной примесью, и поэтому
необходимо обеспечить его минимально возможное содержание в металле.
Так, повышение содержания углерода с 0,008 до 0,02% понизило долговеч-
ность сплава ЖС40-МОНО <001) со 100 до 50 ч (I = 975°С, а = 240 МПа),
а сплава ВКНА-1В-МОНО <001) со 170 до 120 ч (t = 1100°С, о = 70 МПа).
Основным источником поступления углерода в монокристаллические спла-
вы являются шихтовые материалы, которые могут вносить до 0,02%С. С це-
лью обезуглероживания расплава был исследован процесс проведения плавки
с окислением, который применяется в черной металлургии при выплавке
низкоуглеродистых сортов стали. Предварительно были проведены термоди-
намические расчеты применительно к сплаву типа ЖС36 следующего соста-
ва, % (масс.): 70Ni; ЮСо; 14W; IMo, 2Re.
144
Были проведены расчеты предельной растворимости кислорода и равно-
весной концентрации углерода, соответствующей пределу растворимости кис-
лорода. Расчеты показали, что повышение вакуума при плавке способствует
более полному удалению углерода, а хром значительно снижает предел ра-
створимости кислорода в никелевых расплавах.
С помощью масс-спектрометрического анализа путем фиксации парциаль-
ных давлений газов, выделяющихся из расплава, изучили процесс десорбции
монооксида углерода, а также азота и водорода, выделяющихся из расплава
того же состава. Было установлено, что сразу после введения окислителя
процесс выделения СО из расплава резко возрастает и затем постепенно за-
тухает, при этом выделение СО из расплава, содержащего хром, более затя-
нуто во времени, чем из расплава, не содержащего хрома. Одновременно с
удалением СО из расплава удаляется азот и водород, причем интенсивность
их удаления также зависит от момента введения окислителя. Очевидно, что
деазотизация расплава происходит за счет «кипения» металлической ванны.
Экспериментальные данные, полученные при проведении обезуглерожива-
ния сплавов ЖС36 и ВКНА-1 В, свидетельствуют о том, что по мере насыще-
ния расплава кислородом содержание углерода снижается, однако с увеличе-
нием емкости тигля вакуумной индукционной печи этот процесс замедляется
во времени.
Обезуглероживающее рафинирование расплава возможно также осуществ-
лять путем введения РЗМ. Как было установлено, РЗМ образуют с углеродом
в расплаве термодинамически стойкие карбиды, которые затем удаляются
путем всплывания и адсорбции на стенках плавильного тигля.
После завершения процесса обезуглероживания остаточное содержание
углерода в сплавах ЖС36 и ВКНА-1В составляло 0,0010-0,0020%. Для срав-
нения, содержание углерода в сплавах NASA100 и CMSX-4, выпускаемых
фирмой Cannon Muskegon, составляет 0,0005-0,0054% (данные из рекламного
проспекта фирмы).
3. Технология микролегирования РЗМ
литейных жаропрочных сплавов
Общие вопросы микролегирования (модифицирования) сплавов
Ранее были рассмотрены прогрессивные технологические пути повышения
металлургического качества литейных жаропрочных сплавов путем использо-
вания при их производстве особо чистых материалов и применения специ-
альных методов рафинирования для удаления или нейтрализации вредных
примесей S, Na, К, Pb, Bi, Si и других. Однако только за счет максимальной
очистки металла от примесей не может быть полностью решена проблема
оптимального использования всех потенциальных возможностей высокожароп-
рочных литейных сплавов.
Мощным фактором в повышении свойств литейных жаропрочных спла-
вов, наряду с рафинированием, является микролегирование. Это самостоятель-
ный и весьма важный раздел теории легирования, еще недостаточно разрабо-
145
тайный, особенно для новых классов сплавов с направленной и монокрис-
таллической структурой, но уже позволяющий весьма эффективно решать
вопросы повышения свойств.
Следует отметить, что приставка «микро» является весьма условной.
Обычно используемые при микролегировании элементы имеют крайне нео-
днородное распределение между структурными составляющими; в отдельных
локальных зонах их концентрация может на один и даже два порядка пре-
вышать среднюю концентрацию и поэтому становится соизмеримой с обыч-
ным макролегированием. Поэтому принципиальная разница между микро- и
макролегированием заключается в том, что в случае микролегирования до-
бавки распределены преимущественно около границ зерен и на поверхностях
раздела фаз, а не по всему объему сплава, как в случае макролегирования.
РЗМ принадлежат к числу элементов подгруппы Ша Периодической си-
стемы элементов Д.И. Менделеева, имеют атомные номера от 57 до 71. Все
РЗМ, а также скандий и иттрий, находящиеся в одной группе, имеют оди-
наковую валентность (кроме европия и иттербия), одинаковые структуры
кристаллических решеток и ряд других близких свойств. Существует реко-
мендация Международного союза по общей и прикладной химии по приме-
нению обозначения «редкоземельные металлы» для элементов скандия, итт-
рия и от лантана до лютеция, хотя первые два элемента не имеют 4/-элек-
тронов.
В литературе принято разделять РЗМ на две группы: цериевую и иттрие-
вую. В первую подгруппу входят Се, Pr, Nd, Pm, Sm, Ей и Gd, в иттрие-
вую - Y, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb и Lu.
Физико-химические свойства различных РЗМ, важные для построения
рациональной металлургической технологии микролегирования и для оценки
возможного влияния добавок, были изучены Е.М. Савицким, Д.Ф. Эллиотом,
К.Е. Уиксом и другими.
Анализ термодинамических величин показывает, что РЗМ обладают высо-
ким сродством к кислороду (табл. 3.10).
Таблица 3.10. Величина энергии Гиббса А (7^ некоторых оксидов при 1650°С [11]
Оксид	A (7^, кДж/моль O2	Оксид	A(7^>, кДж/моль O2
У2О3	-890,8	ZrO2	-727,4
y4ai2o9	-861,0	MgAl2O4	-697,6
ThO2	-858,1	ai2o3	-691,8
YA1O3	-833,8	CeO2	-677,5
Nd2O3	-824,6	BaO	-662,8
Sm2O3	-816,6	MgO	-642,3
La2O3	-815,8	SiO2	-551,8
CaO	-810,8	v2o3	-494,4
BeO	-806,1	Ta2O3	-482,7
y2ai5o12	-804,5	С^з	-408,9
LaA103	-795,7	CoO	-185,2
HfO2	-760,5	NiO	-127,8
uo2	-741,2	ReO2	-106,4
146
РЗМ также обнаруживают высокое сродство к сере и азоту. Теплота об-
разования соединений РЗМ уменьшается в следующем порядке: оксиды,
сульфиды, нитриды, гидриды, т.е. наибольшее сродство РЗМ имеют к кис-
лороду.
РЗМ способны нейтрализовать некоторые вредные примеси. Мышьяк,
олово и сурьму невозможно удалить при вакуумной плавке, однако эти эле-
менты, по данным М.В. Приданцева, образуют с РЗМ соединения с высо-
кой температурой плавления.
Перспективным направлением для формирования благоприятной литой
структуры жаропрочных сплавов является модифицирование их РЗМ. Моди-
фицирование является разновидностью более широкого понятия микролеги-
рования и связано с воздействием РЗМ на кристаллизацию жаропрочных
сплавов. Глубокое понимание процессов, происходящих в жидких и крис-
таллизующихся расплавах под воздействием РЗМ, необходимо для разработ-
ки технологических процессов управления структурой отливок и получения
повышенных служебных свойств. Применительно к сложнолегированным ли-
тейным жаропрочным сплавам модифицирование решает задачи измельче-
ния первичной структуры, изменения природы и морфологии фаз.
Модифицирование металлов и сплавов является наиболее простым, деше-
вым и высокоэффективным методом улучшения структуры, механических и
эксплуатационных свойств.
Модифицирующее воздействие РЗМ на структуру жаропрочных сплавов
проявляется в измельчении микрозерен, уменьшении размера дендритной
ячейки, изменении морфологии и распределения неметаллических включений.
К настоящему времени в литературе существуют три точки зрения на
механизм модифицирующего воздействия РЗМ:
—	увеличение центров кристаллизации за счет образования тугоплавких
соединений РЗМ с примесями или с основой сплава, находящихся в опреде-
ленном структурно-химическом соответствии с расплавом [12, 13];
—	адсорбция атомов модификатора на поверхность раздела кристалл - рас-
плав, замедляющая рост кристаллов или уменьшающая работу образования
центров кристаллизации [14, 15];
—	вытеснение на поверхность растущих кристаллов атомов примеси, нера-
створимой в твердом металле, приводящее к блокировке фронта кристаллиза-
ции и замедлению роста зародышей [16].
В работе [17] исследовали влияние модифицирующих добавок иттрия,
лантана, церия на вязкость, поверхностную энергию и структуру никеле-
вого сплава. Показано, что добавки РЗМ приводят к резкому повышению
вязкости и одновременному снижению поверхностной энергии сплава, при
этом величина экстремальных значений этих характеристик возрастает при
переходе от церия и лантана к иттрию. Влияние РЗМ на вязкость и по-
верхностную активность никелевого расплава может быть обусловлена су-
щественным различием в строении электронных оболочек. Вероятно, с
этим связана и весьма низкая растворимость РЗМ в никеле. Это обстоя-
тельство весьма важно для понимания процессов структурообразования
сплавов, модифицированных РЗМ. Вследствие малой растворимости в
никеле атомы РЗМ, вероятно, накапливаются на межфазной границе, из-
147
меняют скорость роста твердой фазы и таким образом влияют на форми-
рование структуры в процессе кристаллизации.
Исходя из общих положений теории концентрационного переохлаждения,
стационарный рост кристаллов сплава, содержащего РЗМ, должен реализо-
ваться при значительных переохлаждениях. В работе1 установлено, что в
присутствии иттрия никель кристаллизуется со значительным переохлаждени-
ем, причем склонность сплава к переохлаждению возрастает с ростом кон-
центрации иттрия. Там же показано, что модифицирующее действие иттрия
связано с накоплением его на поверхности раздела жидкой и твердой фаз,
резким увеличением вязкости и торможением роста кристаллов.
Оценивая современный уровень теории модифицирования, в том числе с
помощью РЗМ, следует отметить, что до настоящего времени отсутствуют
теоретические основы, позволяющие эффективно воздействовать растворимы-
ми добавками на метастабильное состояние жидкой фазы, и практика моди-
фицирования сплавов опережает теорию.
Необходимо отметить, что в основном все исследования по использова-
нию РЗМ как модификаторов выполнены для металла в твердом состоянии с
привлечением традиционных методов физического металловедения. Между
тем очевидно, что для правильного понимания процесса кристаллизации спла-
вов с РЗМ и оценки их (РЗМ) воздействия на формирование литой структу-
ры, необходимо проведение исследований жидких и кристаллизующихся рас-
плавов с привлечением современных методов исследования жидкого металла
(метод ДТА, определение поверхностного натяжения и вязкости расплава и
др.). При этом следует исходить из того, что именно при кристаллизации
происходит формирование литой структуры сплавов, которая в конечном
счете и определяет их механические свойства.
Поведение РЗМ при выплавке сплавов и отливке деталей
При изучении процесса вакуумной индукционной плавки было установле-
но, что хотя металл очищается от вредных примесей, однако при этом одно-
временно удаляются полезные микродобавки РЗМ, и поэтому сплавы не до-
стигают оптимального уровня свойств.
Как правило, их остаточная концентрация в металле в 5—10 раз меньше в
сравнении с введенным количеством. Удаление РЗМ отмечается также при
переплаве металла в вакуумных печах при отливке лопаток, что также отри-
цательно влияет на свойства. В связи с этим было изучено поведение РЗМ
при плавке с целью обеспечения их стабильной остаточной концентрации в
металле. В качестве объекта исследования был выбран иттрий - элемент,
который является эффективным модификатором и широко применяется в
промышленности для улучшения структуры и повышения свойств сплавов.
Исследование проводили на экспериментальной установке с использованием
сплава ЖС6У.
Иттрий в количестве 0,05% вводили в виде никелевой лигатуры с 20%
(масс.) иттрия. Плавки проводили в корундовых тиглях, в тиглях из шпинели
1 Петров Н.Н. Автореф. дис. канд.техн.наук. М., 1983 (МИСиС).
148
состава 80% (масс.) MgO • 20%
(масс.) А12О3 и в тиглях из окси-
да иттрия. Масса плавки составля-
ла 10—15 г. Были проведены се-
рии плавок в тиглях всех составов.
Продолжительность и температура
изотермической выдержки состав-
ляли 60—300 с и 1525°С соответ-
ственно, интервал давлений 1,4
Па—0,1 МПа. Параметры опытов и
изменение концентрации иттрия
представлены на рис. 3.11; видно,
что в процессе выдержки распла-
ва с иттрием в тиглях из корунда
и шпинели концентрация иттрия
в металле снижается. Только в
тигле из У2О3 иттрий сохраняется
в металле.
Рис. 3.11. Изменение концентрации ит-
трия в . сплаве ЖС6У в зависимости от
продолжительности плавки массой 10 —
15 г (при 1525°С) в различных тиглях
(а — корунд А12О3; б — шпинель
MgO • А12О3; в — Y2O3) при давлении
аргона над расплавом Р^, Па:
7 - 1,3; 2 - 0,1-106; 3 - 0,65 (масса
плавки 100 кг); 4 - 4; 5 — 26,7 • 103; 6 —
0,1 -106; 7- 1,4-106; 8 - 26,7-103
Экспериментальные данные были обработаны методом наименьших квад-
ратов и определены коэффициенты массопереноса иттрия ру- Эти данные с
учетом поверхности испарения представлены в табл. 3.11.
Таблица 3.11. Коэффициенты массопереноса иттрия в зависимости от материала тигля
Материал тигля	Давление аргона над расплавом, Па	PY103 pY* -103
		см/с
Д12о3	1.3	17,6	3,3
	0,1 • 10б	12,8	2,4
MgO • А12О3	4	46,8
	26,7 • 103	14,4
	0,1 • 106	12,6
y2o3	1,4-106	-1,58
	26,7 • 103	0,82
* С учетом боковой поверхности и площади дна тигля.
149
Существование зависимости Ру = Ф (^общЛ где ^общ. “ общее давление
над расплавом, для плавок в тиглях из шпинели свидетельствует о превали-
ровании процесса испарения иттрия из расплава над процессом взаимодей-
ствия иттрия с керамикой. Напротив, почти полное отсутствие зависимости
Ру Ф (^общ) для плавок в тиглях из корунда может служить основанием
считать, что взаимодействие иттрия расплава с керамикой является преобла-
дающим. Об этом говорят и значения коэффициентов массопереноса иттрия
в тиглях из А12О3, рассчитанные с учетом боковой поверхности и площади
дна тиглей (см. табл. 3.1); полученные значения в 5 раз ниже, чем рассчи-
танные только для поверхности металла. И, наконец, практически полное
отсутствие зависимости Ру * ср (Робщ) для плавок в тигле из оксида иттрия
свидетельствует о равенстве потоков иттрия из металла в газовую фазу и в
металл из керамики.
Аналогичные результаты были получены при выдержке в тигле из окси-
да алюминия (масса металла 10 кг) сплава ЖС6-Ф с добавками иттрия,
церия и лантана; разрежение в печи составляло 0,13 Па и 13 кПа, темпе-
ратура расплава 1530°С.
Быстрее всего из расплава удалялся лантан, затем церий; скорость уда-
ления иттрия меньше, чем у лантана и церия, причем при плавке в тигле
из оксида иттрия он почти полностью сохранился. Во всех случаях ско-
рость удаления РЗМ из расплава при давлении 13 кПа меньше, чем при
давлении 0,13 Па, что свидетельствует о том, что удаление РЗМ из распла-
ва происходит частично путем их испарения в вакууме; это согласуется с
данными, полученными ранее при плавке металла с иттрием в тиглях ма-
лого размера.
По данным Е.М. Савицкого [18], при 1500°С давление паров иттрия со-
ставляет 0,19 Па, лантана — 0,052 Па и церия - 1,6 Па, при 1600°С -
соответственно 0,88, 0,24 и 6,1 Па, т.е. упругость пара РЗМ при темпера-
туре расплава соизмерима с давлением в плавильной печи. Исходя из ли-
тературных данных можно полагать, что улетучивание РЗМ при вакуумной
плавке не должно иметь места. Однако необходимо учитывать, что удале-
ние РЗМ из расплава может происходить в виде субоксидов этих металлов,
обладающих достаточно высокой упругостью пара.
Возможность испарения РЗМ при плавке в вакууме подтверждается ана-
лизом конденсата со стенок плавильной камеры, который был собран пос-
ле проведения серии плавок никелевых жаропрочных сплавов с добавка-
ми, в том числе церия и лантана (табл. 3.12).
Видно, что концентрация РЗМ (церия и лантана) в конденсате состав-
ляет сотые доли процента, в то время как бора - только тысячные доли
процента, хотя все эти элементы вводят в сплавы примерно в одних и тех
же количествах.
После проведения плавок в местах керамики, контактирующих с жид-
ким металлом, были обнаружены РЗМ, что свидетельствует об их взаимо-
действии с тиглем (табл. 3.13).
Полученные данные хорошо согласуются с величиной энергии Гиббса,
которая у оксидов РЗМ, как правило, ниже, чем у оксидов алюминия
(табл. 3.10).
150
Таблица 3,12. Состав конденсата на стенках плавильной камеры вакуумной индукционной
печи после плавок, % (масс.)
Ni	Сг	Со	Мп	Ti	Mg	Са	Се	La	В
21,0	36,3	3,90	1,11	0,11	1,0	0,8	0,03	0,056	0,007
Таблица 3.13. Концентрация РЗМ в керамике тигля после плавок
Футеровка тигля	Место отбора пробы	Концентрация РЗМ в футеровке, % (масс.)		
		Y	La	Се
А12О3	Выше уровня металла Ниже уровня металла	< 0,01 0,16	< 0,01 0,16	< 0,01 0,11
y2o3	Выше уровня металла Ниже уровня металла	< 0,01 Не определяли	< 0,01 0,14	< 0,01 0,13
Одной из особенностей процесса литья лопаток с направленной струк-
турой является то, что жидкий металл длительное время находится в кон-
такте с материалом формы и стержня литейного блока, которые, как пра-
вило, изготовляют из электрокорунда (А12О3). Термодинамические условия,
существующие при проведении процесса литья лопаток с направленной
структурой, зависят от способа кристаллизации, но, в общем, они близки
к условиям, которые имеют место при плавке литейных жаропрочных спла-
вов в вакууме в тигле из оксида алюминия. Так, при процессе НК темпе-
ратура расплава составляет 1500-1550°С, разрежение в печи 0,13-4,0 Па,
продолжительность контакта расплава с формой в процессе кристаллиза-
ции в среднем 1,5—2,0 ч. При процессе ВНК при тех же параметрах про-
должительность контакта расплава с формрй сокращается в среднем до
0,5-1,0 ч.
При всех указанных процессах имеются условия для взаимодействия
РЗМ, находящихся в расплаве, с материалом керамической формы и стер-
жня аналогично тому, как это происходит при вакуумной индукционной
плавке в керамическом тигле из оксида алюминия.
На рис. 3.12 показано распределение иттрия по высоте заготовок сплава
ЖС6-Ф-НК, отлитых методом НК со скоростью 4 мм/мин в формы из
электрокорунда. Видно, что концентрация иттрия в направлении роста кри-
сталлов уменьшается, причем остаточная концентрация зависит от количе-
ства иттрия, которое присадили в расплав перед началом кристаллизации.
В случае применения процесса ВНК, при котором скорость кристаллиза-
ции увеличивается в 2,5—5,0 раз, продолжительность взаимодействия рас-
плава с материалом формы соответственно уменьшается. При этих услови-
ях, как видно на рис. 3.12, скорость удаления иттрия из расплава в про-
цессе кристаллизации также заметно уменьшается. Сравнение результатов
остаточных концентраций иттрия в металле показывает, что при прочих
равных условиях в случае процесса НК скорость удаления иттрия почти в
4 раза выше, чем при процессе ВНК.
151
Рис. 3.12. Распределение иттрия по высоте отливок Я, полученных с направленной струк-
турой (форма А12О3; /ф= 1520°С): а - 0,025 (расч.) Y; б - 0,05 (расч.) Y;
• - НК (Ккр= 4 мм/мин; сплав ЖС6-Ф); о - ВНК (Ккр = 20 мм/мин; сплав ЖС26)
Аналогичная картина наблюдается в случае отливки металла с микродо-
бавкой лантана. На рис. 3.13 представлена зависимость количества остаточ-
ного лантана от его исходного содержания при различных методах кристал-
лизации (РК, НК и ВНК). В случае направленного затвердевания анализ
остаточной концентрации лантана проводили в одной и той же точке заго-
товки, отстоящей на 35 мм от ее донной части.
Из приведенных данных видно, что максимальное удаление из металла
лантана имеет место после отливки методом НК, а минимальное — после
Рис. 3.13. Влияние спо-
соба кристаллизации на
содержание лантана в
отливках сплава ЖС26
(скорость кристаллиза-
ции при НК и ВНК 4
и 20 мм/мин)
152
отливки методом РК. Метод ВНК занимает промежуточное положение. Та-
ким образом, с увеличением скорости кристаллизации остаточная концентра-
ция лантана в отливках тоже увеличивается.
Очевидно, что эффективное воздействие РЗМ при кристаллизации нике-
левых сплавов будет проявляться только в том случае, когда они находятся в
расплаве в несвязанном состоянии.
В условиях вакуумной индукционной плавки имеются два источника кис-
лорода:
- кислород, растворенный в металле;
— кислород, находящийся в объеме печи.
В литейных жаропрочных сплавах типа ЖС, содержащих более 5% алю-
миния, а также титан, ниобий, гафний, концентрация растворенного кисло-
рода составляет около 0,001%.
Основным источником кислорода при плавке высоколегированных жаропроч-
ных сплавов в вакуумных индукционных печах может быть внешнее натекание
через неплотности печи и внутреннее натекание со стенок печи и различных
устройств внутри печи (графитового нагревателя, литейной формы и др.).
При растворении РЗМ в металле с высокой концентрацией кислорода в
первый момент происходит его окисление в результате взаимодействия с
кислородом, т.е. РЗМ действует как раскислитель, причем окисляется весь
введенный в сплав РЗМ, образуя оксиды, — при этом эффект от воздействия
РЗМ как микролегирующей добавки отсутствует.
В случае низкой концентрации кислорода в металле, но повышенной кон-
центрации РЗМ (выше оптимальной для данного сплава), при кристаллиза-
ции сплава может образовываться эвтектика. Например, из диаграммы состо-
яния Ni — Y и Ni — La следует, что иттрий и лантан практически не раство-
римы в твердом никеле и в случае введения избыточных количеств могут
образовывать эвтектики Ni — Y2Ni17 или Ni — LaNi5 (соответственно при
1295 и 1270°С, т.е. вблизи интервала TL — Ts рассматриваемых сплавов). В
этом случае весь введенный иттрий или лантан связываются в интерметалли-
де и также не оказывают влияния на формирование структуры сплава. Выде-
ление интерметаллида на границе раздела приводит к тому, что растет общее
структурное и размерное несоответствие между РЗМ-содержащим соединени-
ем и матрицей (различие удельных объемов фаз значительно), поверхности
раздела у — у' и у — МС становятся менее совершенными и диффузионная
проницаемость возрастает.
Это предположение подтверждается авторадиографическими исследовани-
ями С.З.Бокштейна сплава ЖС6-Ф с микродобавками иттрия и церия и спла-
ва ВЖЛ12У с лантаном. Было установлено, что увеличение концентрации
иттрия и лантана в сплаве ЖС6-Ф до 0,02% и лантана в сплаве ВЖЛ12У до
0,05%, т.е. выше оптимального содержания, приводит к увеличению диффу-
зионной проницаемости, при этом участки повышенной диффузионной про-
ницаемости распределялись в сплаве неравномерно, что указывало на неравно-
мерное распределение самих добавок; одновременно наблюдалось ухудшение
свойств.
Справедливость вышесказанного была подтверждена экспериментально
при исследовании на установке «Суперпроб» методами МРСА и растровой
153
электронной микроскопии сплава ЖС6-Ф с добавкой 0,10% (расч.) иттрия,
т.е. в 10 раз больше оптимального его количества для данного сплава. Были
обнаружены иттрийсодержащие включения размером 20-30 мкм следующего
состава: % (масс.): 2,3 А1; 2,1 Сг; 6,3 Со; 66,5 Ni; 17,9 Y, что свидетельству-
ет о том, что в данном случае иттрий в сплаве связан в соединении типа
интерметаллид сложного состава. В режиме отраженных электронов обнару-
женные включения отличались от традиционных фаз, присутствующих в
сплавах типа ЖС.
Отмеченное выше отрицательное воздействие кислорода на эффективность
микролегирования литейных жаропрочных сплавов предъявляет определенные
требования к технологическому режиму плавки. На рис. 3.14 приведены дан-
ные по долговечности сплава ЖС6У, отлитого с микродобавками лантана при
допустимом и повышенном натекании (соответственно 20 и 150 л-мкм/с).
Видно, что для металла, выплавленного при повышенном натекании, долго-
вечность после введения лантана в количестве от 0,005 до 0,03% практически
не повысилась, в то время как в случае введения 0,005—0,01% лантана при
допустимом натекании долговечность сплава существенно увеличилась. Сле-
дует отметить, что остаточная концентрация лантана в сплаве в обоих случа-
ях была примерно одинаковая, хотя, как показали металлографические ис-
следования, в первом случае весь лантан находился в сплаве в виде оксидов,
а во втором случае оксидов лантана в структуре металла не обнаружили.
Рис. 3.14. Влияние величины натекания при введении лантана на долговечность (испыта-
ние на длительную прочность при 975°С и о = 230 МПа) сплава ЖС6У:
а - 150 л-мкм/с; 5-20 л-мкм/с
154
Роль РЗМ в обеспечении высокого качества сплавов
и повышении их свойств
Наряду с технологическими вопросами исследовали влияние РЗМ на фор-
мирование структуры и свойства рассматриваемых сплавов. В частности, с
использованием метода ФХФА исследовали влияние микродобавки иттрия на
фазовую стабильность сплава ЖС6У в процессе длительного нагрева. Метод
ФХФА включал в себя изолирование у'-фазы и карбидов электролитическим
растворением сплава в соответствующих электролитах.
Металл одной исходной плавки стандартного химического состава пере-
плавили в вакуумной порционной печи и отлили блоки заготовок диаметром
15 мм под образцы с равноосной структурой без введения и с введением
иттрия в количестве 0,01; 0,05 и 0,1% (расч.) с учетом 50% его усвоения.
Часть заготовок выдержали в нагревательной печи (с воздушной атмосферой)
при 1050°С в течение 300 ч, остальные заготовки исследовали в литом состо-
янии. Полученные результаты приведены на рис. 3.15.
Установлено, что в литом сплаве количество у'-фазы составляет 58—62%.
В сплаве в литом состоянии обнаружен кубический карбид МС структурного
типа с параметром а = 0,434—0,435 нм, состав которого по основным эле-
ментам может быть представлен формулой (Ti0 48 Wo 25 Nb0 21 Мо0 06)С. Мень-
ше всего его в сплаве с 0,01% иттрия (рис. 3.15). Данные металлографичес-
кого исследования показывают, что шрифтовая морфология карбидов в виде
«китайских иероглифов» характерна для сплава ЖС6У-ВИ без иттрия и с
0,05-0,1% (расч.) иттрия. В сплаве с 0,01% иттрия частицы карбида МС
имеют в основном благоприятную округлую форму.
Старение сплава при 1050°С приводит к частичному растворению у'-фазы
и ее коагуляции; наиболее медленно этот процесс протекает в сплаве с 0,01%
(расч.) иттрия (табл. 3.14), а при увеличении количества введенного иттрия
темп растворения у'-фазы возрастает. Как видно из табл. 3.14, после старе-
ния количество у'-фазы уменьшилось: в металле с 0,01% (расч.) иттрия на
10,8%, а в металле с 0,05 и 0,10% (расч.) иттрия - на 20-21%, т.е. в два
раза больше.
Таблица 3.14. Количество и состав у'-фазы в сплаве ЖС6У
Состояние сплава	Введено в сплав иттрия, % (расч.)	Количество у'-фазы, % от массы сплава	Состав у'-фазы, % от массы фазы							
			Ni	Со	Сг	А1	Ti	W	Мо	Nb
Литой	—	61,8	68,3	7,9	2,8	7,7	2,7	8,8	0,6	1,2
	0,01	60,0	68,0	7,9	2,8	7,6	2,7	9,2	0,7	1,1
	0,05	59,3	68,9	7,4	2,7	7,4	2,9	9,1	0,6	1,0
	0,10	58,4	67,5	7,9	2,9	7,5	2,8	9,6	0,6	1,2
После	—	48,8	68,5	7,4	3,3	7,8	2,9	8,6	0,5	1,0
старения	0,01	53,5	67,4	7,8	3,5	7,2	2,8	9,8	0,6	0,9
при 1050°С,	0,05 ,	47,5	68,3	7,7	3,1	7,7	3,2	8,4	0,5	1,1
300 ч	0,10	46,1	67,7	8,0	3,0	7,8	2,8	9,1	0,5	1,1
155
Рис, 3,15, Влияние иттрия на количе-
ство карбидов в сплаве ЖС6У в литом
состоянии (7) и после нагрева при
1050°С в течение 300 ч (2, 3, 4)\
О , X - МС; А - МС+М6С; □ - М6С
При длительном нагреве карбид МС частично растворяется, при этом ос-
вободившийся из него углерод и вольфрам, а также вольфрам, никель, хром,
кобальт, молибден, освободившиеся при растворении /-фазы, идут на обра-
зование карбида М6С. Было обнаружено (рис. 3.15), что карбидные реакции
менее всего выражены в сплаве с 0,01% (расч.) иттрия, т.е. иттрий в таких
количествах в процессе длительного нагрева тормозит карбидные реакции,
связанные с частичным растворением первичного карбида МС и пластинча-
тыми выделениями двойного карбида М6С, что подтверждается металлогра-
фическими исследованиями.
Приблизительный химический состав карбида М6С, рассчитанный по дан-
ным химического анализа изолята, отвечает формуле (Ni0 2 Со0 14 Сг0 28 Wo 3
М°о 8)6 С, т.е. двойной карбид соответствует соединению М'2М"4С, где М' —
Ni, Ьо, а М" - W, Сг, Мо.
При изучении кинетики карбидных превращений в температурном интер-
вале 900—1270°С, было показано [19], что во всем исследованном температур-
ном интервале наименее стабильны карбиды шрифтовой морфологии, что
связано с их неравновесностью. В результате этого возникают области, пере-
сыщенные вольфрамом, углеродом и другими элементами, в которых реали-
зуется возможность образования пластинчатых карбидов типа М6С на основе
данных элементов. Ограненные карбиды, образующиеся в металле с 0,01%
(расч.) иттрия, являются более стабильными структурными образованиями.
Таким образом, наиболее эффективно введение в сплав ЖС6У иттрия в
количестве 0,01% (расч.), что позволяет тормозить фазовые реакции в про-
цессе длительных нагревов (растворение у'-фазы и образование двойного кар-
бида М6С). Очевидно, что действие иттрия на фазовые превращения не свя-
зано с его прямым участием в фазовых реакциях, а связано с его способно-
стью как поверхностно-активного элемента локально легировать поверхности
раздела фаз (у - у' и у - МС); в результате замедляются диффузионные про-
цессы, повышается структурная стабильность и жаропрочность сплава, что
подтверждается результатами испытаний (рис. 3.16).
Готовые образцы без добавок и с добавкой 0,01% (расч.) иттрия были
подвергнуты старению без приложения нагрузки при 950°С в течение соот-
ветственно 300 и 550 ч, а затем испытаны на длительную прочность. Как в
исходном состоянии, так и после старения долговечность сплава ЖС6У с
156
Рис. 3.16. Влияние иттрия на долговеч-
ность т (испытание на длительную
прочность при 975°С и а = 200 МПа)
сплава ЖС6У, подвергнутого предва-
рительной изотермической выдержке
при 950°С:
х , о - без иттрия; • , ° — 0,01%
(расч.) иттрия; х} • - готовые образ-
цы; о, □ - образцы из заготовок
иттрием выше, чем у металла без иттрия (рис. 3.16). После 300 ч старения у
сплава без иттрия долговечность понизилась в 3 раза, в то время как у спла-
ва с иттрием всего лишь в 1,8 раза; через 550 ч долговечность сплава пони-
зилась соответственно в 4 и 2,9 раза. На рис. 3.16 приведены также значения
времени до разрушения, которые были получены при испытании образцов,
приготовленных из заготовок после их старения в течение 550 ч (при этом
устранялось влияние окисления поверхности образцов на свойства металла).
В сравнении с испытанием окисленных образцов, уровень долговечности
обеих плавок здесь несколько выше, причем для металла с иттрием она в
среднем в 2 раза выше, чем у металла без добавок.
На рис. 3.17 показано влияние лантана и церия на долговечность сплава
ЖС6У-РК. После старения при 950°С в течение 250 ч время до разрушения
Рис. 3.17. Влияние лантана и це- 100
рия на долговечность т (испыта-
ние на длительную прочность при
975°С и о = 180 МПа) сплава
ЖС6У без старения (я) и после
старения при 950°С, 250 ч (б):
| | - без добавок; gg - 0,01%
(расч.) La; РЯ - 0,01% (расч.) Се
т, ч
200
157
металла без добавок понизилось (по сравнению с исходным металлом) в сред-
нем на 25%, в то время как для металла с добавкой лантана и церия оно
практически не изменилось.
Аналогичные результаты по влиянию РЗМ были получены для сплавов
НК, отливаемых со столбчатой и монокристаллической структурой. На рис.
3.18 приведена долговечность сплава ЖС26У, отлитого методом ВНК и
МОНО на установке УВНК-8П без лантана и с введением в металл ланта-
на. Видно, что средний уровень долговечности сплава ЖС26У с микродо-
бавкой лантана выше, причем с увеличением базы испытаний эта разница
возрастает. На этом же рисунке приведены данные по испытанию монокри-
сталлов этого сплава с кристаллографической ориентацией <001 > на базе
300—500 ч. Видно, что долговечность сплава с лантаном на 25% выше. Та-
ким образом, подтверждены результаты, полученные ранее для сплавов РК,
что свидетельствует о том, что механизмы влияния РЗМ в сплавах РК и НК
одни и те же.
Следует отметить положительную роль РЗМ, в частности лантана, в по-
вышении долговечности при испытании на длительную прочность другого
класса литейных жаропрочных материалов — интерметаллидных сплавов типа
ВКНА на основе фазы Ni3Ai (подробно эти сплавы описаны в главе 2). Не-
смотря на другой принцип легирования этих сплавов, эффект от введения в
них лантана аналогичен тому, который отмечался ранее для сплавов типа
ЖС. Так, при испытании на длительную прочность монокристаллов сплава
ВКНА-1В с ориентацией <001> при t = 1000°С и о=7кгс/мм2 время до раз-
рушения увеличилось с 80-90 ч (сплав без La) до 130-150 ч (сплав с добав-
кой 0,01—0,015% (расч.) La).
При этом существенно изменилась микроструктура монокристаллов. Если
в металле без лантана наблюдается грубая литая структура, образующая по-
чти сплошной каркас из выделений первичной у'-фазы, то после введения
лантана структура сплава измельчается и первичные выделения у'-фазы рас-
пределяются изолированно друг от друга.
С использованием электронного микроскопа была изучена термическая
стабильность у'-фазы в сплавах ЖС6-К-РК и ЖС26У-ВНК. Образцы сплава
ЖС6-К без добавок и с добавкой 0,02%Се нагревали при температуре 1000°
С в течение 10 и 100 ч. Полученные на электронном микроскопе фотогра-
Рис, 3,18, Влияние лантана на долговеч-
ность (испытание на длительную проч-
ность) сплава ЖС26У, отлитого методом
ВНК и МОНО <001 >. Температура испы-
таний 975°С (для ВНК) и 900°С (для
МОНО):
— , д — без лантана;----, о — с добавкой
лантана
158
фии были статистически обработаны с замером площади поперечного сече-
ния частиц у'-фазы (F) и количества частиц на определенной площади
снимка (n/S). Результаты, приведенные в табл. 3.15, указывают на то, что
коагуляция и растворение у'-фазы в сплаве ЖС6-К с церием протекает бо-
лее медленно.
Аналогичные результаты получены для сплава ЖС26У-ВНК без добавок и
с добавкой лантана. При исследовании структуры сплава под электронным
микроскопом после старения (/=1000° С, т = 100 ч) обнаружено, что в метал-
ле с лантаном у'-фазы больше и она более однородная по сравнению с ме-
таллом без лантана, т.е. в этом случае, как и в сплавах РК, коагуляция и
растворение у'-фазы замедляются.
Проведенные исследования показывают, что упрочняющая у'-фаза в ме-
талле с РЗМ более термостабильна, т.е. в меньшей степени подвержена ко-
агуляции и растворению в процессе длительного нагрева как без нагрузки,
так и с приложением нагрузки. В результате, после высокотемпературного
нагрева в структуре литейных жаропрочных сплавов с РЗМ сохраняется по-
вышенное количество упрочняющей у'-фазы. Это может быть связано как с
более полным распадом твердого раствора при термической обработке, так
и с меньшей коагуляцией частиц у'-фазы при нагреве.Отмеченные измене-
ния количества и дисперсности у'-фазы могут быть связаны с двумя меха-
низмами:
- с наличием большого числа зародышей дисперсной фазы, обогащенной
микродобавкой, облегчающих выделение у'-фазы из твердого раствора;
— со снижением поверхностной энергии границы раздела матрица — у'-
фаза.
Таблица 3,15, Влияние церия на термическую стабильность у'-фазы* в сплаве ЖС6-К
Микролеги- рование	Состояние материала	F 2 МКМ	n/S	(F' Fj) 100% Л)	Долговечность (т,ч) при испытании на длительную прочность при 975°С и су=200 МПа
Без добавок	Исходное (литой) После старения при ЮОО’С в течение, ч:	0,048	103,0	-	31-33
	10	0,0777	74,6	62	—
	100	0,1572	22	230	—
0,02%Се	Исходное (литой) После старения при 1000°С в течение, ч:	0,0673	79,3	—	61-64
	10	0,075	77,0	15	—
	100	0,12	28	80	—
* F - площадь поперечного сечения частицы у'-фазы (F§ ,FX — соответственно в исход-
ном состоянии и после старения в течение 10 или 100 ч); n/S — количество частиц на
определенной площади снимка (электронный микроскоп).
159
Авторадиографические исследования, выполненные С.З. Бокштейном с
сотрудниками [20], показали, что в данном случае работают оба механизма.
С одной стороны, было показано, что редкоземельный металл (Pm147) со-
держится в центре первичной у'-фазы, т.е. выполняет функции зародыша
кристаллизации. С другой стороны, с помощью метода электронно-микро-
скопической авторадиографии было установлено, что прометий обогащает
границы у/у' и, следовательно, является горофильным по отношению к фа-
зовой границе.
Анализ опубликованных работ и результаты выполненных исследований
показывают, что благотворное влияние поверхностно-активных элементов, в
том числе РЗМ, на процессы, происходящие при старении материалов при
повышенных температурах, сводится к тому, что эти элементы, в силу боль-
шей химической активности и специфических физических свойств, весьма
эффективно воздействуют на термодинамические и кинетические характери-
стики поверхностей раздела, в частности границ зерен и фаз, понижают тер-
модинамический потенциал соответствующих частей системы и тем самым
повышают их устойчивость. Благодаря улучшению структуры и увеличению
прочности межатомных связей на поверхностях раздела, а также уменьшению
скорости диффузии и интенсивности движения дислокаций обеспечивается
структурная стабильность сплавов и повышение их свойств.
Ранее было сказано, что РЗМ могут оказывать модифицирующий эффект
на структурные составляющие сплавов, в частности на морфологию карбидов
Рис. 3.19. Структура карбидов МС в сплаве
ЖС6У (хЮО):
а - без добавок; б - 0,01% (расч.) иттрия;
в — 0,01% (расч.) лантана
160
МС. Однако не все РЗМ модифицируют карбиды МС в одинаковой степе-
ни, — с помощью современных методов исследования металла в жидком со-
стоянии, в частности метода дифференциального термического анализа (ДТА),
были выявлены закономерности изменения морфологии карбидов МС в ли-
тейных жаропрочных сплавах при модифицировании их различными РЗМ.
В качестве объекта исследования был взят сплав ЖС6У без микродобавок,
с добавкой иттрия и лантана. Выбор этих добавок был обусловлен тем, что
хотя оба эти элемента относятся к группе РЗМ, однако иттрий модифициру-
ет структуру карбидов МС, в результате чего они приобретают глобулярную
форму, в то время как лантан не влияет на форму карбидов и они сохраняют
шрифтовую морфологию, как в сплаве без добавок (рис. 3.19).
Был приготовлен сплав ЖС6У, в который ввели повышенное количество
иттрия и лантана (по 0,10%), с учетом того, что во время проведения ДТА
часть РЗМ удаляется из металла; после проведения ДТА концентрация РЗМ
в образцах была близка к оптимальной их концентрации, что подтверждает
достоверность и надежность полученных методом ДТА результатов.
На кривой «а» (рис. 3.20) виден «пик» (показан стрелкой) экзотермичес-
кого теплового эффекта, связанный с началом выпадения карбидов МС при
температуре 1340—1330°С (кривые «а» для металла без добавок и с добавкой
лантана совпали), в то время как на кривой «б» такой «пик» отсутствует.
Различный характер кривых может быть связан с тем, что в сплаве с добав-
ками У выпадение карбидов начинается при более высоких температурах
(близких к ликвидусу), чем в сплаве без добавок и с добавками La, где «пик»
выпадения карбидов находится вблизи солидуса. Различия в температурных
интервалах образования карбидов приводят к дифференциации их морфоло-
гии: округлой — в случае высокотемпературной модификации (с добавками
Y), и шрифтовой, низкотемпературной — обусловленной стесненным ростом
в условиях, когда практически вся жидкость уже закристаллизовалась (без до-
бавок и с добавкой La).
Высказанное предположение было под-
тверждено экспериментально. Для этого об-
разцы сплава ЖС6У, отлитого методом РК с
добавкой 0,01% (расч.) Y и 0,01% (расч.) La
и имеющего в структуре карбиды соответ-
ственно глобулярной и шрифтовой морфоло-
гии, а также образцы сплава ЖС6-Ф, отлито-
Рис. 3.20, Фрагменты кривых охлаждения (диффе-
ренциальный термический анализ ДТА) сплава
ЖС6У без добавок (а) или с добавкой 0,01% (расч.)
La (а) (кривые совпали), а также с добавкой 0,01%
(расч.) Y(5). Стрелкой показана температура начала
выпадения карбида МС
6 — 1051
161
го методом НК с добавкой иттрия и без добавок РЗМ и также имеющего в
структуре карбиды соответственно глобулярной и шрифтовой морфологии,
были подвергнуты закалке в воде при температурах 1285 и 1345°С (выдержка
при каждой температуре в течение 10 мин).
Металлографическим исследованием было установлено, что в обоих спла-
вах при 1285—1345°С происходит растворение карбидов шрифтовой морфоло-
гии. При этом морфология глобулярных карбидов остается неизменной, а их
растворение происходит при более высокой температуре.
Следует отметить, что в образцах сплава ЖС6-Ф-НК без РЗМ, закален-
ных с 1345°С, обнаружены карбиды типа М6С. В работах [21,22] была пока-
зана возможность образования карбидов данного типа в сплаве ЖС6-Ф с
более высоким суммарным содержанием Ti, Nb, Hf [6% (масс.)], чем в обыч-
ном сплаве. В рассматриваемом случае при нагреве сплава до температуры
1345°С карбиды шрифтовой морфологии растворяются и дополнительно обо-
гащают межосные пространства титаном, ниобием, гафнием, вольфрамом
(одновременно происходит растворение межосных пространств). Поскольку
выравнивающая диффузия не проходит в полной мере, то в результате тако-
го обогащения межосных пространств вышеуказанными элементами реали-
зуется возможность образования карбидов типа М6С.
Таким образом, микролегирование сплавов ЖС6У и ЖС6-Ф иттрием спо-
собствует образованию карбидов МС при более высокой температуре в усло-
виях их достаточно свободного роста. Карбиды же шрифтовой морфологии
образуются при более низкой температуре и представляют собой неравновес-
ную карбидную фазу.
Как было показано в работе [21], при увеличении концентрации угле-
рода в сплаве ЖС6-Ф карбиды глобулярной формы заменяются карбидами
шрифтовой морфологии, при этом изменяется их химический состав. Раз-
личие карбидов по морфологии и химическому составу связывали с их об-
разованием в процессе кристаллизации при различных температурах: гло-
булярные карбиды на основе (Nb, Hf, Ti)C образовались при более высо-
ких температурах, чем карбиды на основе (Ti, Nb)C со шрифтовой
морфологией.
В табл. 3.16 приведены результаты по определению химического состава
карбидов в сплаве ЖС6-Ф-НК, отлитого без добавки и с микродобавкой
иттрия.
Видно, что состав карбидов в металле обеих плавок заметно отличается:
в сплаве ЖС6-Ф-НК без иттрия (карбиды шрифтовой морфологии) в со-
ставе карбидов наблюдается повышенная концентрация титана, вольфрама
и пониженная концентрация гафния в сравнении со сплавом ЖС6-Ф-НК с
иттрием (глобулярные карбиды); при этом концентрация ниобия в обеих
Таблица 3,16, Химический состав карбидов в сплаве ЖС6-Ф-НК
Сплав	Концентрация легирующих элементов, % (масс.)			
	Ti	Nb	W	Hf
Без Y	11,53	30,77	18,44	30,11
С добавкой Y	9,05	29,75	12,84	42,79
162
плавках примерно одинаковая. Следует отметить, что характер изменения
химического состава карбидов в сплаве без иттрия и с добавкой иттрия
аналогичен приведенному в работе [19].
Известно, что образование глобулярных карбидов МС может происхо-
дить на подложке, например на частицах нитридов титана [23]. При этом
материалом подложки могут быть также карбиды, оксиды и другие соеди-
нения, т.е. модификаторы первого рода, облегчающие образование зароды-
шей. Поэтому можно предположить, что материалом такой подложки, для
образования карбидов МС в рассматриваемых сплавах с РЗМ, могут быть
карбиды РЗМ, параметры решетки которых наиболее близки к параметру
решетки карбида МС.
Основываясь на полученных экспериментальных результатах, можно
предложить механизм образования карбидов МС при кристаллизации спла-
вов с микродобавками РЗМ. При этом необходимо учитывать, что образо-
вание карбидов происходит по перитектической реакции. Из рассмотрения
левой половины диаграммы состояния Y — С [24] следует, что карбид Y2C
образуется в расплаве при температуре выше 1500°С. Образование таких
карбидов должно происходить в областях, обогащенных иттрием, что в
принципе возможно, если исходить из физической модели гетерогенного
состояния расплавленного металла, при которой ограниченно растворимые
в твердом металле элементы — модификаторы скапливаются в разупорядо-
ченных областях расплава, в результате чего происходит стабилизация и
рост кластеров и превращение их при температуре кристаллизации в цен-
тры кристаллизации.
Образующиеся в расплаве карбиды Y2C являются подложкой для зарож-
дения на них при кристаллизации карбидов МС, что облегчает более раннее
их зарождение и способствует выделению таких карбидов в благоприятной
глобулярной форме.
Согласно Ф.А. Шанку, карбид Y2C имеет ГЦК-решетку с параметром
0,51 нм. Карбид МС в сплаве ЖС6У также имеет ГЦК-решетку с парамет-
ром 0,435 нм. Хотя параметры решеток обоих карбидов немного не соответ-
ствуют принципу структурно-размерного соответствия П.Д. Данкова, зарож-
дение твердой фазы возможно также на активизированных включениях.
В отличие от карбида иттрия Y2C, карбид лантана Ьа2С3 [24] образуется
при температуре ниже 1200°С и поэтому не может являться зародышем для
образования карбида МС. Кроме того, карбид Ьа2С3 имеет ОЦК-решетку с
параметром 0,88 нм, что также не способствует зарождению на ней карбидов
типа МС. Поэтому в случае микролегирования сплава лантаном образование
карбидов МС происходит при той же температуре, как в случае кристаллиза-
ции сплава без микродобавок (в обоих случаях на ДТА-кривых наблюдается
«пик» начала выпадения карбидов МС).
Исходя из предложенного механизма, можно на основании диаграмм со-
стояния РЗМ — С прогнозировать морфологию образующихся карбидов при
кристаллизации жаропрочных никелевых сплавов с РЗМ. Так, при рассмот-
рении диаграмм состояния Се-С и Рг-С следует, что карбиды Се2С3 и Рг2С3
образуются при температуре ниже 1000°С, т.е., как и в случае карбида Ьа2С3
ниже температуры солидус жаропрочных сплавов. Карбид ScC образуется при
6*
163
температуре свыше 1500°. Поэтому, при введении в сплав микродобавки скан-
дия, как и в случае иттрия, будут образовываться глобулярные карбиды (кар-
бид ScC имеет ГЦК-решетку с параметром 0,449 нм), в то время как при
введении церия или празеодима будут образовываться карбиды шрифтовой
морфологии.
Форма и распределение карбидов МС в структуре металлов является оп-
ределяющим фактором, влияющим на пластические свойства литейных жаро-
прочных сплавов, поскольку для снижения уровня термических напряжений
в лопатках сплав должен обладать достаточным запасом пластичности. Если
карбиды в сплаве имеют шрифтовую морфологию (рис. 3.19, а), то уровень
пластичности сплава РК невысокий (S20 >3,0%).
Для повышения характеристик пластичности сплавов необходимо обес-
печить получение в металле карбидов МС округлой (глобулярной) формы
(рис. 3.19, 6), что может быть реализовано при микролегировании сплавов
иттрием. Такая технология была разработана и освоена на ряде моторост-
роительных заводов при отливке лопаток в вакуумных порционных печах
типа УППФ. При этом было установлено, что за счет округления карби-
дов МС в металле с иттрием повышаются не только характеристики пла-
стичности, но и прочностные свойства литейных жаропрочных сплавов
(рис. 3.21). При этом имеется определенная зависимость между состояни-
ем микроструктуры, средним уровнем механических свойств и остаточной
концентрацией иттрия в сплаве. С улучшением качества модифицирования
(путем перевода морфологии карбидов из шрифтовой в глобулярную) по-
вышается средний уровень как прочностных свойств, так и характеристик
пластичности сплавов.
Локальные изменения фазового состава литейных жаропрочных сплавов в
ликвационных микрообъемах во многом определяют структурную стабиль-
ность и, следовательно, работоспособность сплавов при высоких температу-
рах. Поэтому исследование химической неоднородности в этих сплавах по-
зволяет связать микроструктурную картину с определенными фазовыми со-
Рис. 3.21. Распределение предела прочности ав20’ (а) и относительного удлинения 820’ (б)
в сплаве ЖС6У без добавок иттрия (7) и модифицированном иттрием (2)
164
ставляющими и в ряде случаев установить корреляцию с механическими
свойствами. Изучение вопроса о влиянии РЗМ на структурные особенности
и свойства литейных жаропрочных сплавов невозможно без рассмотрения
дендритной ликвации элементов в этих сплавах.
Методом МРСА исследовали металл, полученный при отливке образцов
методом РК (сплав ЖС6У) и методом НК (сплав ЖС6-Ф). Сплав ЖС6У был
отлит без введения РЗМ и с введением 0,01% иттрия. Сплав ЖС6-Ф был
приготовлен без введения РЗМ и с введением 0,075% иттрия в исходную
шихтовую заготовку. Остаточная концентрация РЗМ в отливках обоих спла-
вов составляла около 0,003%.
Результаты исследования дендритной ликвации приведены в табл. 3.17.
При этом положительный коэффициент ликвации (со знаком «+») соответ-
ствует отношению величин для межосных участков к величинам для осей
дендритов, отрицательный (со знаком «—») — соответственно наоборот. Из
таблицы видно, что добавка иттрия в сплав ЖС6У, отлитый методом РК,
позволяет несколько уменьшить ликвацию алюминия, титана, хрома, кобаль-
та. Добавка иттрия в сплав ЖС6Ф, отлитый методом НК, позволяет умень-
шить ликвацию /-образующих элементов: титана, ниобия и гафния, соот-
ветственно в 1,3; 1,55 и 1,20 раза.
Следует отметить, что ликвация титана и ниобия в металле, отлитом ме-
тодом НК, развита в значительно большей степени, чем в металле РК, хотя
концентрация титана в сплаве ЖС6У составляет 2,2 %, а в сплаве ЖС6-Ф -
всего 1,0%, а концентрация ниобия везде одинакова и равна 1,5%. Уменьше-
ние ликвации в металле с иттрием связано с измельчением дендритной струк-
туры; расстояние между осями дендритов первого порядка уменьшается в 2—
Таблица 3.17. Распределение легирующих элементов* в сплавах ЖС6У-РК и ЖС6-Ф-НК
Сплав	РЗМ	А1	Ti	V	Сг Со Ni Nb Мо W	Hf
	Без РЗМ	6,18 7,40	1,90 3,30	-	9,05	10,04	59,31	0,84	1,27	11,83 5,53	7,68	65,55	0,94	1,10	8,51	-
ЖС6У		(+1,2) (+1,74)		-	(-1,64) (-1,31) (+1,10) (+1,12) (-1,15) (-1,33)	-
РК	С добавкой иттрия	6,92	2,13 7,24	3,50 (+1,05) (+1,64)		-	6,37	8,54	61,21	0,85	1,21	12,70 4,44	7,03	66,60	0,99	1,07	9,11 (-1,43) (-1,21) (+1,09) (+1,16) (-1,13) (-1,39)	—
	Без РЗМ	6.15 6,62	0,83 1,88	0,97 1,01	5,78	9.97	61,12	0,97	1,05	13,11 3,61	7,77	65,77	1,98	1,01	10,28	0,43 1,45
ЖС6-Ф
НК
С добавкой
иттрия
(+1,08) (+2,28) (+1,02)	(-1,60)	(-1,28) (+1,07)	(+2,04) (-1,05)	(-1,27)	(+3,37)
5,58	0,84	0,89	5,73	9,66 61,40	0,96 1,00	13,71	0,40
6,49	1,48	0,98	3,13	7,22 67,25	1,26 0,98	11,16	1,14
(+1,12) (+1,76) (+1,11)	(-1,83)	(-1,33) (+1,09)	(+1,32) (-1,02)	(-1,23)	(+2,85)
* В числителе — концентрация элементов в осях дендритов, в знаменателе — в меж-
осных участках [% (масс.)]; в скобках — коэффициент ликвации.
165
Рис. 3.22. Дендритная структура (х12) сплава ЖС6-Ф-НК:
а — без добавки РЗМ (YOCT<0,001 %); б — сплав с иттрием (YOCT=0,003%)
3 раза (рис. 3.22). В металле образуются ограненные карбиды (в отличие от
карбидов шрифтовой морфологии в металле без иттрия). Следует отметить,
что во всех случаях размер дендритной ячейки в металле НК значительно
больше, чем в металле РК.
Измельчение дендритной структуры при введении в металл иттрия наблю-
дали также при исследовании изломов разрушенных образцов после испыта-
ний на разрыв при комнатной температуре.
Добавка иттрия в сплавы ЖС6У-РК и ЖС6-Ф-НК способствует измельче-
нию строения излома, увеличению степени его волокнистости и пластичнос-
ти. Так, в металле с иттрием количество и размер хрупких фасеток уменьша-
ется, увеличивается доля и степень вязкости наклонных участков излома,
разрушающихся по механизму сдвига. Следует отметить увеличение степени
пластичности изломов при переходе от сплава ЖС6У-РК к сплаву ЖС6-Ф-НК.
Полученные результаты указывают на то, что при отливке лопаток из
сплавов НК эффективно дополнительное микролегирование их иттрием, что
позволяет уменьшить количество и размеры ликвационных дефектов на ло-
патках.
В настоящее время сплавы НК являются наиболее перспективным мате-
риалом для лопаток будущих ГТД, так как позволяют обеспечить требуемый
комплекс механических свойств. Однако, несмотря на обеспечение преиму-
ществ в свойствах, процесс направленной кристаллизации в проходных мето-
дических печах типа ПМП имеет и негативные стороны, что связано с тех-
нологическими особенностями этого процесса.
Кристаллизация лопаток осуществляется с невысокими термическими гра-
диентами в зоне кристаллизации, процесс НК протекает довольно длитель-
ное время, при повышенных температурах, в условиях медленного теплоотво-
да. Все это способствует развитию повышенной ликвационной неоднородно-
сти в дендритной ячейке в металле НК в сравнении с металлом РК. Иными
словами, в сплавах НК гораздо больше проявляется «расслоение» по составу
в осях дендритов и в межосных пространствах.
В современных высокожаропрочных литейных сплавах суммарная концен-
трация /-образующих элементов, а также вольфрама настолько высока, что
166
сплавы находятся вблизи концентрационной области образования карбидов
М6С. Поэтому изменение условий направленной кристаллизации может при-
водить к заметным изменениям структуры и свойств отливок. В результате
дендритной ликвации при усадке дендритов происходит вытеснение в поверх-
ностные слои отливок НК жидкости междендритного состава, обогащенной
/-образующими элементами (алюминием, титаном, ниобием, гафнием и др.).
Поэтому в примыкающих к форме слоях кристаллизующегося металла могут
возникать направленные вверх конвективные потоки жидкости междендрит-
ного состава, остающиеся на поверхности затвердевшей лопатки в виде «про-
дольных струй» с равноосной структурой зерен, состав которых близок к
междендритному составу сплава (рис. 3.23, а). При этом концентрация /-об-
разующих элементов в струйной полосчатости заметно выше, чем в основ-
ном металле.
Методом МРСА был проведен сравнительный микрозондовый анализ со-
става сплава ЖС6-Ф-НК в области струйной полосчатости и вне ее. В обла-
сти струйной полосы наблюдается значительное обогащение элементами с
прямой ликвацией, т. е. концентрирующихся в межосных пространствах (Nb,
Hf, Ti, Al), и существенное обеднение элементами с обратной ликвацией
(обогащающими оси) — вольфрамом и хромом. Так, концентрация титана в
области струйной полосчатости в 2,5 раза выше, чем в матрице сплава, а
концентрация вольфрама и хрома соответственно в 2,5 и 1,5 раза ниже.
Рис. 3.23. «Продольные струи» (а) и поверхностные карбиды М6С (б) на лопатках
турбины из сплава ЖС6-Ф-НК (YOCT<0,001 %)
167
В условиях низкого градиента температур на фронте роста и большой
протяженности твердо-жидкой зоны усиливаются ликвационные явления в
поверхностной зоне отливки и «расслоение» металла за счет вытеснения
жидкости междендритного состава, что приводит к обогащению локальных
областей вольфрамом, вследствие чего на поверхности лопатки могут об-
разовываться карбиды М6С. Внешний вид таких карбидов на лопатке из
сплава ЖС6-Ф-НК при ЛЮМ-А контроле показан на рис. 3.23, б. На рис.
3.24 а, б, в приведена микроструктура лопатки с такими поверхностными
карбидами.
С целью уменьшения ликвационных явлений при процессе НК необхо-
димо повысить температурный градиент на фронте кристаллизации в печах
ПМП и тем самым уменьшить протяженность твердо-жидкой зоны и улуч-
шить условия питания жидким расплавом кристаллизующихся объемов. Это
позволит уменьшить и даже полностью устранить вышеуказанные дефекты
на лопатках НК. Однако из-за конструктивных особенностей печей ПМП
повысить температурный градиент в них практически не представляется воз-
можным.
Значительным резервом для уменьшения дендритной ликвации при крис-
таллизации сплавов методом НК является применение микролегирующих
добавок РЗМ. Необходимо отметить, что эффективность их применения при
процессе НК может быть даже выше, чем для рассмотренного ранее процесса
РК, и прежде всего с точки зрения воздействия РЗМ на химическую неодно-
родность сплавов НК.
Поскольку вопрос измельчения дендритной структуры (и, как следствие
этого, уменьшения ликвации элементов) является одним из основных для
процесса НК, то, исходя из поставленной задачи, целесообразно примене-
ние иттрия, который заметно уменьшает ликвацию /-образующих элемен-
тов (титана, ниобия, гафния) и измельчает дендритную структуру сплава
(рис. 3.24, г).
На основании известных положений теории модифицирования, можно
предложить механизм положительного влияния иттрия на измельчение ден-
дритной структуры сплавов НК. Иттрий как поверхностно-активный эле-
мент, накапливаясь на границе твердой и жидкой фаз, вызывает повыше-
ние вязкости расплава и замедление роста твердой фазы за счет торможе-
ния диффузионных процессов. Таким образом, иттрий вызывает
переохлаждение расплава: на какое-то время кристаллизация затормажива-
ется, а затем, при образовании новых центров кристаллизации, протекает
ускоренно во всем объеме, благодаря чему дендритная структура существен-
но измельчается.
Справедливость такого механизма подтверждают также результаты, полу-
ченные в работе1, где показано, что РЗМ вызывают сужение интервала кри-
сталлизации сплавов за счет возникновения значительных переохлаждений.
Там же показано, что определяющей характеристикой РЗМ как модификато-
ра является способность в течение определенного времени тормозить процесс
развития центров кристаллизации в расплаве.
1 Шустрое А.Ю. Автореф. дис.канд.техн.наук. — М., 1986 (ВМИ).
168
*
Рис. 3.24. Микроструктура (xlOO) поверхности пера лопатки турбины из сплава
ЖС6-Ф-НК:
а - внутренняя поверхность (поперечное сечение); б, в, г - внешняя поверхность
(б - поперечное сечение);
а, б, в - видны поверхностные карбиды, YOCT<0,001%; г - сплав с Y0CT= 0,003%
Таким образом, в металле с иттрием измельчение дендритной структуры,
вероятно, происходит при кристаллизации расплава в условиях значительного
переохлаждения.
Поверхностно-активные свойства РЗМ в сложнолегированных никелевых
сплавах были исследованы для сплава ЖС6-К (табл. 3.18). Для того, чтобы
исключить влияние химического состава сплава, исследование проводили для
металла одной исходной плавки, состоящей из двух разливов, отличающихся
присутствием в металле второго разлива РЗМ.
Таблица 3.18. Влияние лантана, празеодима, неодима и иттрия на поверхностное натяжение
сплава ЖС6-К
Условный номер плавки	РЗМ, % (расч).	о 1400’ , эрг/см2
1-1	—	1560
1-2	0,20% La	1320
2-1	—	1640
2-2	0,10% Рг	1410
3-1	—	1650
3-2	0,10% Nd	1450
4-1	—	1600
4-2	0,10% Y	1370
169
Видно, что все исследованные РЗМ понижают поверхностное натяжение
никелевого расплава, т. е. являются поверхностно-активными элементами.
Согласно адсорбционной теории модифицирования, разработанной В.К.
Семенченко и Л.А. Куниным [14,15], поверхностно-активные элементы, из-
бирательно адсорбируясь на поверхностях образующихся при кристаллизации
фаз, покрывают их адсорбционным слоем. Происходящие при этом измене-
ния химического состава фаз обусловливают изменения физических свойств
расплава, в частности вязкости. Поэтому для понимания процессов структу-
рообразования при кристаллизации литейных жаропрочных сплавов суще-
ственный интерес представляет знание закономерностей воздействия РЗМ на
вязкость расплава.
Величину вязкости расплава оценивали по длине спирали, полученной при
отливке в вакууме специальных керамических форм, изготовленных по вы-
плавляемым моделям. Результаты исследования для сплава ЖС6У приведены
на рис. 3.25. Видно, что при введении оптимального количества иттрия, рав-
ного 0,01%, вязкость расплава понизилась; при дальнейшем увеличении ко-
личества вводимого иттрия вязкость снова возросла до уровня немодифици-
рованного сплава.
Можно полагать, что понижение вязкости связано с растворением иттрия
в расплаве и накоплением его на поверхности раздела жидкой и твердой
фазы, а дальнейшее ее возрастание — с образованием эвтектических фаз типа
Ni -Y2Ni17, а также с частичным окислением иттрия.
По своим физико-химическим свойствам (низкая упругость пара, высо-
кая температура кипения), а также вследствие положительного влияния на
структуру и свойства литейных жаропрочных сплавов, РЗМ наиболее подхо-
дят для дополнительного повышения жаростойкости таких сплавов.
Жаростойкость является весьма важной эксплуатационной характеристи-
кой материала для лопаток ГТД. По мнению ряда конструкторов ГТД, по-
вышенная окисляемость лопаток турбины является определяющим фактором,
сдерживающим повышение ресурса авиационных двигателей. Для защиты
лопаток от окисления разработаны и широко применяются различные по-
Рис. 3.25. Влияние иттрия на вязкость расплава ЖС6У при температуре 1540°С (Р = 0,5Па):
•, д, о — для различных плавок
170
крытия — алитирование, хромоалитирование, многокомпонентные покрытия
системы Ni-Al-Cr-Y и другие, которые могут длительно работать в
качестве эффективного барьера на пути окислительной среды.
Несмотря на высокие защитные свойства разработанных покрытий, в слу-
чае механического повреждения такого покрытия (скол, истирание, трещи-
на), а также образования трещины в защитном покрытии вследствие высо-
кого уровня термических напряжений из-за неравномерного температурного
поля охлаждаемой лопатки, локальная область этой лопатки будет подвер-
гаться прямому воздействию окислительной среды, и в этом месте с повер-
хности лопатки будет происходить «выгорание» легирующих элементов, что
в конечном счете приведет к снижению надежности и ресурса лопатки.
Поэтому наряду с применением защитных покрытий необходимо стре-
миться обеспечить высокую жаростойкость материала самого сплава, что га-
рантирует сохранение работоспособности лопаток даже в случае поврежде-
ния наносимого на них покрытия.
На рис. 3.26 представлены кривые окисления, а также микроструктуры
поверхности образцов после окисления сплава ЖС6-К-ВИ с микродобавка-
ми церия, празеодима и иттрия (испытывали по два образца от плавки). Все
РЗМ повысили жаростойкость сплава, причем наиболее эффективен иттрий.
При исследовании микроструктуры после окисления вакуумного металла без
РЗМ хорошо заметны отслоения и растрескивания окисной пленки и повер-
хностных слоев металла. Зона внутреннего окисления имеет наибольшую
протяженность на металле без РЗМ. В металле с иттрием глубина этой зоны
весьма незначительна, в металле с церием и празеодимом она несколько
больше.
При этом на металле с РЗМ повышается плотность образующейся окис-
ной пленки и изменяется ее фазовый состав (табл. 3.19).
Видно, что для металла без РЗМ концентрация никеля в окалине в 2,5—3,0
раза выше, чем хрома. Это указывает на повышение количества в окалине за-
киси никеля NiO — рыхлого оксида, имеющего большое количество дефек-
тов в виде пор и трещин. Такой слой не защищает металл от окисления и
открывает кислороду свободный доступ к металлу, интенсифицируя тем са-
мым процесс окисления.
Таблица 3.19. Концентрация никеля и хрома в окалине сплава ЖС6-К после окисления
Условный номер плавки	РЗМ, % (расч.)	Концентрация в окалине, %		Удельное изменение массы, г/м2 (/ = 950°С; т = 580 ч)
		Ni	Сг	
1	Без РЗМ	28,6	11,4	23,0 25,3
2	0,03%Се	12,7	21,6	9,4 7,8
3	0,03%Рг	10,0	22,1	8,4 9,75
4	0,03%У	10,8	19,4	2,05 4,47
171
Продолжительность испытания, ч
Рис. 3.26. Влияние РЗМ на удельное изме-
нение массы сплава ЖС6-К в результате
окисления на воздухе при 950°С (а) и мик-
роструктура (х500) поверхности (б); цифры
на снимках соответствуют цифрам кривых —
для различного легирования РЗМ:
1 - без РЗМ; 2 - 0,03%Се; 3 - О,ОЗ%Рг;
4 - 0,03%Y
Для металла с церием, празеодимом и иттрием концентрация никеля в
окалине понизилась в 2,5 раза и соответственно в два раза возросла концен-
трация хрома (по сравнению со сплавом без РЗМ). В этом случае на повер-
хности металла образовалась защитная окисная пленка с повышенным коли-
чеством оксида хрома Сг2О3, который имеет плотноупакованную кристалли-
ческую решетку и замедляет диффузию кислорода через слой оксида.
Явление увеличения концентрации хрома в окалине при введении РЗМ
заслуживает особого внимания, поскольку полученный термодинамический
эффект не связан с повышением концентрации хрома в сплаве.
172
Аналогичные результаты были получены для сплавов, отливаемых с на-
правленной структурой: ЖС6-Ф с добавкой иттрия и ЖС26 с добавкой лан-
тана. Оба эти сплава отличаются высоким уровнем жаропрочных и механи-
ческих свойств, однако имеют пониженное сопротивление окислению. Ре-
зультаты, полученные для сплава ЖС6-Ф, представлены на рис. 3.27. Анализ
результатов испытаний показывает, что микролегирование сплава ЖС6-Ф-НК
иттрием повышает его сопротивление окислению, при этом наилучшей жа-
ростойкостью обладает металл, в котором самая высокая остаточная концен-
трация иттрия (0,0024%).
Интересные результаты были получены при исследовании влияния лан-
тана на жаростойкость интерметаллидного сплава ВКНА-1В. Благодаря осо-
бенности легирования (содержание алюминия в этих сплавах составляет 8—
9%) сплавы типа ВКНА в сравнении со сплавами типа ЖС отличаются
весьма высокой жаростойкостью, особенно при температурах свыше 1000°С.
Несмотря на это, результаты исследования, полученные для сплава ВКНА-
1В и представленные на рис. 3.28, показывают, что жаростойкость этих ма-
териалов может быть дополнительно повышена путем введения в них лан-
тана. Следует отметить, что изменение наклона кривых окисления сплава
без лантана и с добавкой лантана (рис. 3.28) произошло после первой теп-
лосмены (охлаждение образцов на воздухе и затем повторный нагрев), что
могло явиться причиной повреждения (растрескивания) окисной пленки на
металле без лантана вследствие образования в ней термических напряже-
ний. На металле с лантаном сцепление (адгезйя) окисной пленки с основ-
ным металлом при чередовании циклов нагрева и охлаждения более проч-
Продолжительность испытания, ч
Рис, 3,27, Влияние иттрия на удельное изменение массы сплава ЖС6-Ф-НК в результате
окисления на воздухе при 1050°С:
1 - сплав без иттрия (Y<0,001%); 2, 3, 4 ~ сплав с иттрием: (Y составляет 0,0014, 0,0020
и 0,0024% соответственно)
Рис, 3,28, Влияние лантана на удельное изменение массы сплава ВКНА-1В в результате
окисления на воздухе при 1100°С:
1 — сплав без La; 2 — 0,015% (расч.) La
173
ное. Подробно этот вопрос рассмотрен в работе [25], где показано, что
микродобавки РЗМ входят в состав окисной пленки и уменьшают ее про-
ницаемость при окислении, что согласуется с полупроводниковой теорией
процесса окисления.
Таким образом, микролегирующие добавки РЗМ могут эффективно до-
полнительно повышать жаропрочность и другие свойства сплавов при от-
ливке их как с равноосной, так и с направленной структурой. При этом
необходимым условием их эффективного влияния является то, что они дол-
жны практически полностью находиться в твердом растворе; в случае, если
РЗМ образуют оксидные или другие химические соединения и тем самым
уходят из твердого раствора, они не повышают свойств сплавов. В связи с
этим весьма важными являются технологические вопросы введения и после-
дующего сохранения РЗМ в сплавах в несвязанном в химические соедине-
ния состоянии. Кроме того, количество вводимых РЗМ зависит от того, для
какого метода кристаллизации предназначен данный сплав.
4.	Разработка технологии производства
литейных жаропрочных сплавов
На основании основных положений и выводов работ, проведенных в
ВИАМ, был разработан технологический процесс получения шихтовых за-
готовок из литейных жаропрочных сплавов при плавке их в вакуумных ин-
дукционных печах, который гарантирует получение качественных отливок
у потребителя. В технологический процесс включены требования к пла-
вильному оборудованию, технология изготовления плавильного тигля, ших-
товые материалы с ограничением содержания в них вредных примесей в
соответствии с разработанными нормами, процесс рафинирования метал-
ла, рекомендации по допустимой величине вакуума и натекания при плав-
ке, по количеству и времени введения микролегирующих добавок в спла-
вы и другие вопросы.
Технологический процесс производства шихтовых заготовок из литейных
жаропрочных сплавов включает:
1.	Изготовление плавильных тиглей.
2.	Подготовку шихтовых материалов и отходов.
3.	Выплавку сплавов в вакуумных индукционных печах с применением
отходов и их разливку.
4.	Контроль химического состава, механических свойств, качества поверх-
ности.
5.	Механическую обработку и упаковку заготовок.
Данная технология обеспечивает:
—	повышенную чистоту сплавов по газам (кислороду и азоту), вредным
примесям (свинцу, висмуту, сере, кремнию и др.) и неметаллическим вклю-
чениям;
—	получение стабильного химического состава сплавов в узких пределах,
что гарантирует отсутствие ТПУ фаз в металле (о, ц и др.) при эксплуатации
деталей;
174
—	высокие и стабильные жаропрочные и механические свойства сплавов,
которые сохраняются после длительной работы деталей;
—	полное использование при плавке всех образующихся отходов без сни-
жения качества сплавов, что позволяет понизить стоимость сплавов и сэко-
номить дорогостоящие металлы.
Требования к плавильному оборудованию
Для обеспечения гарантированного качества литейных жаропрочных спла-
вов, особенно сплавов для получения отливок с направленной и монокрис-
таллической структурой, необходимо использовать самое современное метал-
лургическое оборудование.
Сплавы для производства шихтовых заготовок из литейных жаропрочных
сплавов выплавляют в вакуумных индукционных печах полунепрерывного
действия с емкостью тигля от 0,5 до 2,5 т. В печи полунепрерывного дей-
ствия плавильный тигель постоянно находится под вакуумом, а загрузку
шихты и выгрузку кокилей (изложниц) производят через систему шиберов
(затворов). Печи должны быть оборудованы механизмом для загрузки в ти-
гель под вакуумом шихтовых материалов (никеля, хрома, вольфрама и дру-
гих, в том числе отходов), дозатором для введения раскислителей и легирую-
щих добавок в процессе плавки, устройством для электромагнитного переме-
шивания расплава в тигле, термопарой погружения, устройством для
осаждения зависшей шихты, скребком для очистки стенок тигля после слива
металла, пробоотборником.
Замер температуры и оборудование для пробоотбора позволяют контроли-
ровать процесс плавления и рафинирования для получения требуемых конеч-
ных составов готовой продукции.
Система вакуумной откачки объединяет или несколько механических на-
сосов, или комбинацию механических и бустерных насосов. Рабочее давле-
ние в плавильной камере зависит от производительности насосов, а также
газовыделения из материала футеровки тигля, из шихтовых материалов и из
расплава.
После дегазации в течение не менее 24 ч чистой, сухой печи, в кото-
рой отсутствует керамический тигель, конечное давление в вакуумной
камере должно составлять 0,5 мкм рт.ст., а натекание в вакуумную камеру
5л • мкм рт.ст./с.
Печь должна быть оборудована системой напуска инертного газа в пла-
вильную камеру для того, чтобы контролировать ход процесса или повышать
давление в камере в случае необходимости, например при введении добавок
с высокой упругостью пара.
Поскольку дегазация расплава происходит на поверхности вакуум/расплав,
то для увеличения скорости дегазации необходимо постоянно перемещать
свежие порции металла к поверхности металлической ванны. Поэтому целе-
сообразно применять индуктор с максимально возможным диаметром, чтобы
можно было использовать максимальную площадь поверхности металличес-
кой ванны; таким образом обеспечивается высокая скорость дегазации рас-
175
плава, что является основным фактором, определяющим эффективность ра-
боты печи.
Улавливание шлака и различных загрязнений при разливке сплавов осу-
ществляется через керамический промежуточный ковш, внутри которого ус-
тановлены барьеры и фильтр. Промежуточный ковш подогревается перед
началом разливки с помощью нагревательного устройства до температуры
900-1100°С.
На пульте управления печи объединены все устройства, требуемые для
ввода и передачи команд, а также для управления и наблюдения за всеми
рабочими параметрами системы. Сюда же поступают сообщения об отклоне-
ниях от заданных параметров. Все операции и ход процесса контролируются
и управляются с помощью программированного логического регулятора. Со-
стояние печи отображается на мозаичном дисплее.
Вакуумная камера должна быть выполнена из немагнитной нержавеющей
стали и иметь двойные стенки для водяного охлаждения.
Изготовление плавильного тигля. Одним из наиболее важных факторов,
определяющих эффективность работы вакуумных индукционных печей, яв-
ляется стойкость футеровки тигля. Основными требованиями к футеровке
вакуумных индукционных печей являются: высокая температура размягче-
ния, плотность, механическая прочность при рабочих температурах, термо-
стойкость, максимально возможная химическая инертность по отношению
к расплаву.
Наиболее распространенными материалами для футеровки вакуумных ин-
дукционных печей являются порошки из плавленного магнезита (размер зер-
на от 0,06 до 5 мм) и корунда (размер зерна от 0,1 до 0,6 мм). Для набивки
футеровки вакуумных индукционных печей используются смеси вышеуказан-
ных материалов в соотношении MgO/Al2O3 = (70—80%) / (30—20%).
При установке нового индуктора во избежание ионизации в вакууме его
предварительно покрывают изоляционной обмазкой. Пространство между
витками промазывают керамической обмазкой с целью дополнительной изо-
ляции.
Тигель набивают непосредственно в индукторе печи по шаблону. Перед
набивкой тигля тщательно проверяют исправность всех механизмов и частей
печи (поворотного механизма тигля, крепления индуктора, каркаса печи,
водоохлаждающей системы, обмазки и изоляции индуктора и др.). Набивку
тигля начинают с подины. Набивку подины производят слоями толщиной
30—80 мм. Перед засыпкой каждого последующего слоя поверхность утрам-
бованного слоя взрыхляют на глубину 4—5 мм.
По окончании набивки подины строго по центру индуктора устанавлива-
ют конусообразный металлический шаблон из листового железа толщиной
1,5—2 мм и производят набивку стенок печи. Затем выкладывают кольцо и
сливной носок из хромомагнезитового кирпича. Набитый в индукторе ти-
гель подвергают сушке в течение нескольких часов на воздухе, а затем пу-
тем нагрева электроспиралью или непосредственно под током.
Тигель обжигают при плавке чугуна, постепенно повышая в течение 12-
17 ч мощность с 30 до 200 кВт (в печах емкостью 0,5 т) и до 500 кВт (в
печах емкостью 1,5 т). При максимальной температуре 1600—1650°С металл
176
выдерживают 20—30 мин и разливают при температуре 1300—1400°С. Затем
проводят промывную плавку чистым никелем или сплавом на никелевой ос-
нове с выдержкой металла при температуре 1580-1600°С. Это необходимо
для лучшей термической обработки контактной поверхности стенок тигля.
После промывной плавки тигель готов к эксплуатации.
Подготовка шихтовых материалов и использование отходов
Для выплавки сплавов применяются шихтовые материалы: никель, хром,
кобальт, вольфрам, молибден, алюминий, титан, ниобий, ванадий и другие
с ограничением содержания вредных примесей цветных металлов (свинца,
висмута, сурьмы, олова и других), серы, железа, кремния, фосфора. Покуп-
ка всех шихтовых материалов должна производиться только у известных по-
ставщиков.
Допустимое содержание примесей в основных шихтовых материалах ука-
зано в табл. 3.1, 3.2. Все партии шихтовых материалов должны иметь сер-
тификат, оформленный в соответствии с требованиями действующих тех-
нических условий и стандартов на шихтовые материалы. Шихтовые мате-
риалы не должны иметь окалины, ржавчины и других примесей на
поверхности. Для более плотной загрузки в тигель рекомендуемый размер
кусков должен быть не более 100x100x100 мм. Шихтовые материалы, име-
ющие на поверхности окисную пленку и другие загрязнения, подвергаются
осветлению во вращающемся барабане, либо обдирке и зачистке нажда-
ком.
Перед запуском в производство каждая партия шихтовых материалов про-
ходит дополнительный контроль на содержание вредных примесей.
При плавке могут применятся два вида отходов:
-	собственные отходы, образующиеся в процессе производства сплавов
на металлургическом заводе (это могут быть головные и донные части прут-
ков; прутки, забракованные по внешнему виду, остатки металла в литнико-
вых чашах и др.);
-	литейные отходы, образующиеся в литейных цехах при отливке раз-
личных деталей (это могут быть литниковые чаши, питатели, коллекторы,
забракованные лопатки и др.).
Как уже было отмечено выше, на различных стадиях процесса литья де-
талей в металл, а следовательно и в отходы, могут попадать примеси, содер-
жащиеся в огнеупорной керамике плавильных тиглей, литейных форм и
стержней, а также газовые примеси (кислород и азот). Литейные отходы,
как правило, содержат неметаллические включения в виде оксидных плен и
нитридных (карбонитридных) включений. Поэтому при использовании таких
отходов, образующихся непосредственно после литья, возрастает брак дета-
лей по оксидным пленам и другим металлургическим дефектам. Кроме того,
химический состав таких отходов, в том числе по микродобавкам, может от-
личаться от оптимального, поскольку при плавке и отливке лопаток на мо-
торостроительных заводах имеет место взаимодействие расплава с керами-
кой и частичное испарение и окисление элементов. Вопрос рациональной
переработки и использования отходов без снижения качества готовой про-
177
дукции имеет важное значение, поскольку такие отходы содержат дорогос-
тоящие и дефицитные металлы, и тем самым имеется возможность понизить
стоимость выпускаемой продукции.
Поскольку традиционные методы переплава литейных отходов в вакууме
не обеспечивают эффективного рафинирования расплава от примесей, были
проведены специальные работы и разработана технология эффективного ком-
плексного рафинирования таких отходов в вакуумных индукционных печах.
При осуществлении этой технологии становится более интенсивным процесс
удаления из металла оксидных, нитридных и карбонитридных включений,
что подтверждено термодинамическими расчетами и экспериментально. В ре-
зультате такого рафинирования среднее содержание кислорода в отходах сни-
зилось в 3,5 раза, азота — на 60—80%.
Благодаря тому, что литейные отходы подвергаются предварительному ра-
финирующему переплаву и затем с учетом полученного усредненного хими-
ческого состава используются при выплавке сплавов, обеспечивается стаби-
лизация химического состава и механических свойств. При этом благодаря
обеспечению в готовом металле возможно низкой концентрации примесей и
оптимальной концентрации микродобавок, а также доводке сплавов по хи-
мическому составу, гарантируется необходимый уровень свойств сплавов.
Такой технологический процесс обеспечивает замкнутый металлургический
цикл использования отходов, т.е. полное введение всех образующихся при
литье деталей отходов. Жаропрочность сплавов, выплавленных с использова-
нием отходов, находится на уровне свойств сплавов, полученных без приме-
нения отходов, т.е. из свежих шихтовых материалов.
К качеству отходов предъявляются определенные требования по чистоте
поверхности, отсутствию включений, шлака, керамики. Все отходы, имеющие
некачественную поверхность, проходят галтовку и дробеструйную обработку.
Каждый кусок отходов маркируют индексом сплава. Химический состав по-
ставляемых литейных отходов должен соответствовать химическому составу
выплавляемой марки сплава, для чего проводят входной контроль химичес-
кого состава таких отходов; при этом контролируют также содержание при-
месей железа, кремния, серы и др.
Для контроля химического состава отходов используют специальный рент-
геновский анализатор, который через микропроцессор связан с оптической
и звуковой сигнальной системой. Для контроля примесей в отходах исполь-
зуют атомный адсорбционный спектрофотометр типа Вариант; он же исполь-
зуется для контроля примесей в огнеупорах, которые контактируют с жид-
ким металлом.
Допускается вводить в шихту отходы собственного производства и литей-
ные отходы в суммарном количестве 50-80%.
Плавка и разливка сплавов на шихтовые заготовки
Расчет шихты. Расчет шихты проводят таким образом, чтобы получить в
готовом металле оптимальное для данного сплава содержание всех легирую-
щих элементов, при этом учитывают испарение в вакууме некоторых эле-
178
ментов, например хрома, понижение содержания углерода из-за его взаимо-
действия с оксидами, окисление РЗМ и взаимодействие их с керамикой
тигля и др.
При оптимальном содержании элементов в сплаве обеспечиваются высо-
кие механические свойства и структурная стабильность при длительной ра-
боте деталей без образования ТПУ фаз (а, ц и др ).
В случае применения отходов расчет всех элементов, кроме микролеги-
рующих добавок бора, циркония и РЗМ, производят для свежей части
шихты.
При получении отливок с направленной структурой, РЗМ вводят на ста-
дии получения шихтовых заготовок, т.е. при выплавке исходного свежего
сплава. Поэтому при расчете шихты регламентируют количество РЗМ, кото-
рое должно быть введено в расплав при выплавке сплавов в вакуумной ин-
дукционной печи и получено в отливках с направленной структурой с уче-
том их удаления из расплава при исходной плавке и при последующем пе-
реплаве и выдержке расплава в литейной керамической форме.
Расчет шихты для плавок с использованием различных шихтовых матери-
алов и отходов целесообразно проводить с применением компьютерной про-
граммы, что гарантирует поддержание требуемого уровня примесей в сплаве
и постоянное качество продукции при оптимальной ее стоимости.
Проверка натекания и вакуума. Натекание проверяют для горячего, тща-
тельно очищенного тигля перед началом проведения плавок после промыв-
ной вакуумной плавки. Для этого откачивают плавильную камеру до дав-
ления не более 7,5 мкм рт.ст., отсоединяют вакуумную камеру от плавиль-
ной камеры и через время т замеряют остаточное давление (Рк) воздуха в
ней.
Натекание рассчитывают по формуле
где Н - величина общего натекания, л • мкм рт.ст./с; Рк — конечное давле-
ние, мкм рт.ст.; Рн — начальное давление, мкм рт.ст.; т — время измерения
натекания, с; V — объем плавильной камеры, л.
Продолжительность измерения натекания обычно составляет 1 ч. Если
натекание равно не более 2 л • мкм рт.ст./с на 1 кг емкости тигля, это сви-
детельствует о хорошей герметичности печи.
Наряду с замером натекания в течение 1 ч производят кратковременные
(в течение 2—5 мин) контрольные замеры натекания перед началом плавки
(до подачи мощности на индуктор) и во время выдержки расплава после
присадки всех легирующих добавок.
При повышенном натекании герметичность печи проверяют с помощью
гелиевого течеискателя. Для этого вакуумную камеру откачивают до макси-
мального разрежения, затем включают гелиевый течеискатель, соединенный
с камерой шлангом из вакуумной резины. После разогрева течеискателя при-
ступают к обдувке из баллона предполагаемых мест течи гелия. Обнаружен-
ные места течи подваривают (если течь была в сварных швах). При наличии
179
течи в стыках ее ликвидируют затяжкой фланцевых соединений или заме-
ной прокладки из вакуумной резины.
Величина вакуума в печи перед началом плавки должна быть не более
40 мкм рт.ст. В отдельные периоды плавки, а именно — в период расплав-
ления основной шихты и слива металла, а также в период присадки и ус-
воения легирующих добавок, в плавильной камере печи допускаются крат-
ковременные (3—5 мин) повышения давления остаточного воздуха до 350
мкм рт.ст.
Подготовка системы разливки. Разливку сплавов производят через проме-
жуточный ковш, изготовленный из керамики на основе А12О3. Керамику
предварительно хорошо прокаливают и непосредственно перед установкой в
разливочную камеру печи подогревают при температуре 200-300°С в тече-
ние не менее 4 ч.
Внутреннюю поверхность изложниц для отливки литых прутков предва-
рительно тщательно очищают от загрязнений, окалины, пригара с помощью
металлических щеток.
Выбор материала, конструкции и размеров фильтра определяется задача-
ми производства: очистка от шлаковых включений, оксидных плен, частиц
керамики и т.д. Материал фильтра должен отвечать следующим требовани-
ям: иметь высокую температуру размягчения, хорошую термостойкость и ме-
ханическую прочность. Материал фильтра не должен разрушаться в процес-
се прохождения через него жидкого металла, должен способствовать очистке
жидкого расплава как механическим путем, так и за счет сил адгезии.
Фильтр должен иметь большую активную поверхность для успешного сцеп-
ления с неметаллическими включениями. Перед установкой фильтр не дол-
жен иметь трещин и не должен осыпаться.
Выплавка сплавов. Перед началом работы необходимо тщательно осмот-
реть тигель, индуктор и другие агрегаты печи. При необходимости тигель
подмазывают огнеупорной массой с последующей его просушкой. Если ти-
гель пришел в негодность, его заменяют или производят заново его набивку.
Из внутреннего пространства плавильной камеры удаляют мусор, образо-
вавшийся во время проведения плавок, в виде кусочков керамической мас-
сы, настылей металла, налета на стенках. Остатки керамического мусора и
пыли удаляют с помощью мощного пылесоса. Внутренние стенки плавиль-
ной камеры тщательно очищают. Стекла смотровых окон освобождают от
копоти. Следует также внимательно осмотреть уплотнительные резиновые
прокладки.
Выплавку сплавов можно начинать только при удовлетворительном со-
стоянии всего оборудования и футеровки тигля; натекание должно быть в
пределах нормы. После соответствующей подготовки печи к плавке в ти-
гель загружают под вакуумом шихтовые материалы: никель, кобальт, хром,
вольфрам, молибден и отходы. Иногда хром присаживают в жидкий ме-
талл, после того как в процессе расплавления сплав существенно дегази-
рован.
Загрузку шихты в тигель осуществляют механизмом загрузки. Шихту ук-
ладывают в цилиндрический контейнер, раскрывающееся дно которого
предварительно связывают тонкой алюминиевой проволокой (или веревкой)
180
и плавно опускают в тигель. Проволока (или веревка) при соприкоснове-
нии с раскаленным тиглем расплавляется и шихта опускается на дно. За-
тем подают мощность на индуктор, постепенно увеличивая ее до макси-
мальной.
По мере подплавления и оседания металла в тигле вводят очередную
порцию шихты; следует улавливать* момент, когда еще не произошло пол-
ного расплавления металла, с тем чтобы порция шихты из контейнера
опускалась на твердые куски, оставшиеся от предыдущей загрузки. Шихта,
постепенно прогреваясь и освобождаясь от газов, медленно погружается в
расплав.
Для расплавления «мостов» и «воротников», которые могут образовывать-
ся в процессе расплавления в верхней части тигля, тигель печи наклоняют
как в сторону сливного носка, так и в противоположную сторону.
Расплавление ведут при максимальной мощности. В процессе расплавле-
ния поддерживают по возможности низкое остаточное давление в печи (1—
10 мкм рт.ст.) для интенсивного кипения расплавленного металла. В этот
период из шихты удаляется основное количество газов и частично летучие
вредные примеси.
После полного расплавления шихты и прекращения кипения ванны, про-
водят предварительное раскисление расплава углеродом, для чего при 1500-
1600°С в металл вводят графитовый бой. Присадка углерода сопровождается
небольшим кипением ванны за счет удаления из расплава СО (СО2).
При выплавке безуглеродистых литейных жаропрочных сплавов необхо-
димо понизить содержание углерода в сплаве, для чего проводят обезуглеро-
живающее рафинирование расплава с использованием окислителя, например
оксидов некоторых металлов.
Для окончательной дегазации и рафинирования от примесей производят
выдержку жидкого металла в вакууме. Более полного рафинирования метал-
ла от примесей достигают, увеличивая время выдержки. Кроме того, исполь-
зуют приемы, интенсифицирующие удаление примесей, например электро-
магнитное перемешивание расплава в тигле. Электромагнитное перемешива-
ние, как правило, включают на 3—4 мин через каждые 15—17 мин, при этом
было отмечено повышение скорости удаления азота из хромоникелевого
расплава.
В период рафинирования остаточное давление обычно составляет 5-15
мкм рт.ст., однако желательно иметь давление в печи не более 1 мкм рт.ст.
Длительность выдержки определяется, в первую очередь, качеством ших-
ты и составом выплавляемого сплава. Более длительная выдержка под ваку-
умом способствует удалению из металла азота и летучих вредных примесей.
Вместе с тем, взаимодействие металла с тиглем приводит к загрязнению
сплава кислородом и неметаллическими включениями.
Чем крупнее печь, тем длительнее должен быть период рафинирования,
так как в крупных печах отношение поверхности раздела металл — атмосфе-
ра к объему металла во много раз меньше, чем в малых печах.
На загрязнение расплава влияет его температура. Чем она выше, тем ак-
тивнее взаимодействует расплав с керамическим тиглем. Вместе с тем, при
высоких температурах процесс рафинирования, особенно расплава с введен-
181
ними в него отходами, протекает с большей скоростью. Поэтому для каждо-
го сплава в зависимости от состава керамического плавильного тигля выби-
рают определенный температурный режим рафинирования, стараясь провести
его как можно более «горячо», но при этом необходимо не допустить взаи-
модействия расплава с керамикой тигля.
Результаты экспериментов показали, что повышение температуры метал-
ла с 1520 до 1600° С привело к значительному увеличению скорости удале-
ния примесей: удельная скорость удаления висмута и свинца возросла в 1,3
раза, меди - в 2,5 раза, сурьмы — в несколько раз. Наряду с этим, повыше-
ние температуры расплава с 1510—1525 до 1640°С позволило увеличить кон-
станту скорости удаления азота из расплава примерно в 2 раза.
Для замера температуры расплава термопарой погружения следует приме-
нять многоразовые колпачки из металлокерамики.
После окончания рафинирования расплава вводят металлы, обладающие
повышенным сродством к кислороду и азоту (ниобий, тантал, титан, алю-
миний и др.). Непосредственно перед сливом дают РЗМ, кальций, цирко-
ний и бор, поскольку слишком ранняя присадка этих элементов приводит к
загрязнению металла оксидными и нитридными неметаллическими включе-
ниями, образующимися при введении присадок.
В момент введения легирующих добавок наблюдается кратковременное
падение вакуума, который вслед за этим быстро восстанавливается.
Для более быстрого и равномерного распределения легирующих добавок
в объеме металла, после введения каждой добавки металл тщательно пере-
мешивают с помощью устройства электромагнитного перемешивания, при
этом наблюдается интенсивное движение металла от центра к стенкам тигля.
После присадки всех легирующих элементов берется проба жидкого ме-
талла для проведения экспресс-анализа по основным легирующим элементам
и проводится корректировка химического состава (с учетом полученных ре-
зультатов анализа) путем подшихтовки в расплав необходимых количеств эле-
ментов. Более подробно этот вопрос рассмотрен ниже.
Перед началом разливки берется проба металла для проведения оконча-
тельного химического анализа данной плавки, в том числе контролируются
вредные примеси и газы.
Разливка сплавов. Разливку готового металла можно проводить в разъем-
ные чугунные изложницы (кокили) или стальные трубы с внутренним диа-
метром 60—100 мм. Разливка в трубы обеспечивает получение более каче-
ственной поверхности литых прутков. Длина труб около 1 м, толщина стен-
ки трубы 15—20 мм.
В случае применения чугунных изложниц (кокилей) разливку производят
при минимально возможной скорости наполнения изложниц (кокилей) жид-
ким металлом и с подводом мощности на индуктор, чтобы поддерживать
постоянную температуру металла в процессе разливки и оттеснять возмож-
ные загрязнения на поверхности ванны к задней стенке тигля.
Для уменьшения усадочной раковины в верхней части кокиля делают под-
питку прутков жидким металлом.
Разлитый в кокили или трубы металл переводят в камеру изложниц и
охлаждают в вакууме не мейее 1 ч, а затем вынимают на воздух.
182
Выпрессовка прутков из стальных труб осуществляется на специализиро-
ванном горизонтальном прессе.
Применение при разливке шлакозадерживающих устройств и фильтров
обеспечивает удаление неметаллических включений и получение сверхчис-
той шихтовой заготовки.
Обеспечение стабильности химического состава при плавке. Одним из ос-
новных требований к качеству готовой продукции является обеспечение уз-
кого химического состава по всем легирующим элементам, что гарантиро-
ванно возможно осуществить только путем проведения экспресс-анализа во
время плавки. Для этого производят отбор проб жидкого металла, которые
затем ускоренно анализируются на специальных установках, расположенных
непосредственно у печи: многоканальных рентгеновских флюоресцентных и
вакуумных эмиссионных спектрометрах и других.
Следует обращать особое внимание на стандартный отбор проб жидкого
металла и их подготовку к анализу. Для отбора проб применяются соответ-
ствующие конусные изложницы, изготовленные из малоуглеродистой стали.
Перед проведением анализа, пробы готовят на специальном оборудова-
нии для обеспечения чистовой обработки поверхности /^<20 мкм.
Для проведения анализа отобранных проб на аналитических приборах,
необходимо иметь комплект стандартных образцов данного сплава с гаран-
тированным химическим составом.
На стадии внедрения стандартных образцов и методики анализа в произ-
водство, анализ обычно проводят двумя методами, например рентгенофлюо-
ресцентным и химическим. При расхождении результатов берут дополнитель-
ные образцы от 1—2 плавок, тщательно анализируют их химическим мето-
дом и проводят корректировку градуировочных графиков.
После получения результатов анализа данной пробы проводят расчет и
соответствующую корректировку химического состава плавки путем введе-
ния в расплав требуемых количеств элементов, содержание которых по дан-
ным анализа ниже их оптимального содержания в плавке.
За счет такой корректировки химического состава каждой плавки обеспе-
чиваются минимальные отклонения конечного содержания основных леги-
рующих элементов от их расчетного содержания, % (масс.):
по хрому ± 0,25; по вольфраму ± 0,20; по молибдену ± 0,15; по кобальту
± 0,25; по титану ± 0,15; по алюминию ± 0,15; по гафнию ± 0,10; по тан-
талу ± 0,10; по ниобию ± 0,15; по ванадию ± 0,15; по углероду ± 0,01.
Получение узкого химического состава сплава с минимальными отклоне-
ниями от плавки к плавке гарантирует постоянство качества продукции, ста-
бильность структуры и свойств отливок.
Контроль качества готовой продукции
Сертификационные требования. Основные требования к качеству готовой
продукции, методы ее оценки и контроля изложены в технических условиях
на данный сплав. Под готовой продукцией следует подразумевать шихтовые
заготовки, подготовленные для отгрузки потребителю, которые успешно про-
шли все операции контроля и признаны годными.
183
В технические условия должны быть включены:
1.	Документы, используемые для контроля готовой продукции.
2.	Фактическое содержание легирующих элементов и примесей в плавке,
в том числе газов (кислорода и азота).
3.	Режимы термической обработки образцов.
4.	Механические свойства металла данной плавки, полученные для от-
дельно отлитых образцов.
5.	Количество и вид отходов, введенных при плавке.
6.	Требования по качеству поверхности шихтовых заготовок.
7.	Аналитическое оборудование, использованное для контроля примесей
и газов в данной плавке.
Используемое аналитическое оборудование должно позволять контроли-
ровать в металле каждой плавки до 25 примесей на уровне 10-4—10~5%, в
том числе свинец, висмут, теллур, таллий, селен, серебро, сурьму, олово, мы-
шьяк, цинк, кадмий, ртуть, золото, калий, натрий.
Определение механических свойств. От каждой плавки отбирают заготовку
от любого залитого прутка для проведения испытания механических свойств.
Переплав металла и заливку керамических блоков с пальчиковыми за-
готовками под образцы, предназначенные для контроля механических
свойств, проводят в плавильно-заливочных вакуумных печах типа УППФ с
емкостью тигля 5—15 кг. Пальчиковые заготовки диаметром 14—16 мм и
длиной 65—75 мм получают по технологии точного литья по выплавляе-
мым моделям. При отсутствии блоков с пальчиковыми заготовками допус-
кается заливка металла в четырехлепестковые трефообразные керамичес-
кие формы.
К заготовкам, поступившим на переплав, предъявляются следующие тре-
бования:
—	размер заготовки (диаметр и длина) должен обеспечить возможность
заливки керамической формы;
—	на боковых поверхностях не допускаются оксидные плены, шлаковые
включения, включения керамики.
Герметичность плавильно-заливочной вакуумной печи проверяют путем
проверки натекания за 10 мин. Натекание проверяют перед началом кампа-
нии после промывных плавок, в период работы печи — 1 раз в сутки, после
проведения ремонтных работ, связанных с герметичностью плавильной ка-
меры.
Переплав шихтовой заготовки в порционной вакуумной печи осуществ-
ляют следующим образом: аккуратно загружают шихтовую заготовку в ти-
гель и форсированно проводят ее расплавление под вакуумом 1—5 мкм рт.ст.
Непосредственно после расплавления зеркало металла покрывается оксид-
ной пленой. По мере нагрева металла плена постепенно уменьшается.
Остатки плены в результате циркуляции металла скапливаются у стенок
плавильного тигля, и металл приобретает зеркальный блеск. Для того что-
бы убедиться в полном исчезновении плены, печь на короткое время от-
ключают; при этом металл успокаивается, отдельные островки плены на-
плывают на середину и становятся хорошо видимыми. Для полного их ус-
транения плавку продолжают.
184
После того как зеркало металла очистилось от оксидных плен, нагревают
металл до температуры слива (зависит от марки выплавляемого сплава) и
заливают форму. Для того чтобы в форму попало как можно меньше частиц
шлака, разливку металла проводят под током, т.е. подводимую на индуктор
мощность уменьшают до минимума и включают механизм поворота тигля.
Благодаря циркуляции металла под действием тока, плавающие на поверх-
ности частицы собираются у задней стенки тигля и могут попасть в форму
лишь с последней порцией металла.
Залитый в керамическую форму металл охлаждают в вакууме не менее 5
мин и затем извлекают форму на воздух.
Термическая обработка пальчиковых заготовок, их механическая обработ-
ка при изготовлении образцов и их испытание проводятся в соответствии с
требованиями нормативно-технической документации на конкретный сплав.
Механическая обработка заготовок. Механическая обработка литых прут-
ков на всех операциях производится поплавочно. Боковую поверхность ли-
тых прутков обтачивают по всей длине на токарных или абразивных станках
«как чисто», а затем шлифуют на бесцентрово-шлифовальных станках. Ос-
тавшиеся поверхностные металлургические дефекты (оксидные плены, шла-
ковые включения, включения керамики и др.) удаляют местной зачисткой.
Поверхность прутков после мехобработки не должна иметь загрязнений и
дефектов.
Резку прутков на мерные заготовки по длине и, следовательно, по массе
следует проводить на специальных станках абразивной резки. Масса заго-
товки должна соответствовать массе заливаемого в керамический блок ме-
талла.
Первоначально проводят кольцевой надрез прутков по периферии на глу-
бину около 1/3 диаметра, а затем пруток в месте надреза ломают на гидрав-
лическом вертикальном прессе. Такая система резки прутков устраняет по-
падание загрязнений от отрезного абразивного диска в центральную усадоч-
ную раковину.
Каждая мерная заготовка должна быть замаркирована маркой сплава и
номером плавки.
Мерные шихтовые заготовки поставляются в упаковочной таре, внутрен-
нюю поверхность которой выкладывают влагонепроницаемой бумагой.
Приемка и контроль шихтовых заготовок. Перед поставкой покупателю все
мерные шихтовые заготовки проходят контроль на соответствие химическо-
му составу данного сплава, причем к приемке заготовки предъявляют парти-
ями, состоящими из заготовок одной плавки.
Особое внимание следует уделять контролю состояния поверхности заго-
товок. На поверхности мерных шихтовых заготовок не допускаются: оксид-
ные плены, шлаковые включения, включения инородного металла и кера-
мики. На поверхности заготовок допускаются: неслитины, чистые раковины
и цвета побежалости. Наличие усадочной рыхлоты и пористости на торцах
мерных шихтовых заготовок не является браковочным признаком при отсут-
ствии в них загрязнений и оксидных плен. Контролю состояния поверхно-
сти подвергают каждую заготовку. Качество поверхности каждой заготовки
должно быть не ниже утвержденного образца-эталона.
185
Каждая партия шихтовых заготовок сопровождается сертификатом каче-
ства, в котором указывают: номер сертификата, дату, номер технических ус-
ловий, марку сплава, номер плавки, количество введенных отходов, хими-
ческий состав, в том числе содержание примесей и газов, результаты испы-
тания механических свойств, массу, количество упаковочных мест.
Завод-изготовитель должен иметь современную систему контроля каче-
ства своей продукции. Компьютерная программа позволяет проводить об-
работку данных химического состава и свойств плавок для каждого сплава,
расчет параметров их фазовой и структурной стабильности (например,
РНАСОМР контроль Nv каждой плавки, где Nv — количество электронных
вакансий в металле). Эта система должна контролировать прохождение
образцов плавок через лаборатории завода, хранить полученные результаты
и выходные сертификаты каждой плавки на соответствие техническим ус-
ловиям.
Глава 4
ЛИТЬЕ ТУРБИННЫХ ЛОПАТОК
ИЗ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ С РАВНООСНОЙ
ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРОЙ1
1.	Современные конструкции охлаждаемых лопаток
2.	Разработка литейного чертежа лопатки и расчет литейной
усадки при проектировании пресс-форм
3.	Конструкция модельного блока и методика расчета
литниковой системы
4.	Расчет элементов литниково-питающих систем
5.	Технология плавки металла и заливки литейных форм
при литье лопаток
6.	Исследования технологии плавки жаропрочных сплавов
при переплаве шихтовых заготовок
7.	Технологические свойства жаропрочных сплавов, приме-
няемых для литья лопаток ГТД с равноосной структурой
8.	Контроль металлургического качества литых заготовок
лопаток
Литье заготовок лопаток и других деталей газового тракта ГТД с равноос-
ной структурой из жаропрочных сплавов на никелевой основе в настоящее
время и в ближайшей перспективе будет доминировать в номенклатуре ли-
тейных цехов. Это определяется тем, что технологический процесс литья
лопаток с равноосной структурой менее трудоемок по сравнению с техноло-
гией отливки лопаток с направленной и монокристаллической структурами.
В то же время лопатки с такими структурами не имеют существенных пре-
имуществ в работоспособности при рабочих температурах металла лопаток
ниже 900°С, что характерно для лопаток нижних ступеней.
1. Современные конструкции охлаждаемых лопаток
Для лопаток ГТД с равноосной структурой возможности существенного
повышения температуры газа перед турбиной за счет увеличения жаропроч-
ности литейных сплавов были исчерпаны на рубеже 1960—1970 гг. Единствен-
1 © совместно с канд. техн, наук В.Г. Чубаровым.
187
ным путем создания лопаток, работоспособных при современных и заплани-
рованных ближайшими прогнозами температурах газового тракта, является
снижение рабочей температуры металла эффективным охлаждением его воз-
духом.
Для охлаждения лопаток используется воздух, отбираемый за компрессо-
ром, т.е. часть потока, на которую уже затрачена значительная энергия. По-
высить эффективность использования сжатого воздуха, идущего на охлаж-
дение лопаток, можно путем усложнения конструкции внутренней полости
лопаток, создания многочисленных каналов, завихрителей, штырьков-тур-
булизаторов и др. (рис. 4.1).
Эффективность охлаждения выражается коэффициентом глубины охлаж-
дения
Т - Т
А = Г Л
v т _ т
Г ох.в
где Гг — температура газа; Гл — температура поверхности лопатки; Гохв —
температура охлаждающего воздуха.
Из сопоставления схем охлаждения лопаток (рис. 4.1) ясно, что повыше-
ние 9 обеспечивается при условии создания все более сложных систем кана-
лов и других элементов внутренней полости турбинных лопаток. Эта тен-
денция, начавшаяся с первых образцов охлаждаемых лопаток, продолжается
и до настоящего времени. Схема охлаждения менялась от прямоточной к
прямоточной с завихрителями (рис. 4.1, а), затем появились дефлекторная
(рис. 4.1, б) и полупетлевая (рис. 4.1, в, г) схемы охлаждения. Полупетлевая
схема продолжала конструктивно усложняться, главным образом путем уве-
личения числа завихрителей и утонения стенок и элементов внутреннего
набора (см. рис. 4.1, в и г). Для современных двигателей разработаны лопат-
ки с пленочно-конвективной схемой охлаждения, при которой часть охлаж-
Рис, 4,1, Конструкция внутренней полости охлаждаемых лопаток:
а — прямоточная с завихрителями; б — дефлекторная; в, г - полупетлевая; д — пленочно-
конвективная; е — циклонно-вихревая
188
дающего воздуха выпускается через отверстия вблизи входной кромки на
наружную профильную часть пера (см. рис. 4.1, д), а также лопатки цик-
лонно-вихревой схемы со сложным пересечением внутренних каналов (см.
рис. 4.1, е). С усложнением конструкции возросла глубина охлаждения ло-
паток. Если на первых охлаждаемых лопатках с прямоточной схемой 9 =
= 0,1—0,2, то на лопатках с конвективно-пленочным охлаждением 0 = 0,45—
0,5, а с циклонно-вихревым 0 достигает 0,6. При этом минимальная толщи-
на стенок пера у лопаток турбины уменьшилась от 8min = 0,9—1,0 мм до
5min = 0,6 мм, одновременно уменьшилось и поле допусков на толщину
стенок с ± 0,3—0,4 до ± 0,15—0,2 мм.
При разработке конструкций лопаток новых газотурбинных двигателей в
зависимости от условий работы лопатки по температуре, напряжениям и ре-
сурсу конструктор выбирает соответствующий сплав, руководствуясь обеспе-
чением необходимых запасов прочности. Помимо марки сплава и режимов
испытаний металла лопаток, конструктор указывает на нормы допустимых
отклонений при рентгеновском и капиллярном методах контроля, допуски по
профилю и толщинам стенок лопаток. На стадии конструирования лопатки
следует учитывать технологичность конструкции для литья, так как лопатка
не всякой формы может быть получена методами литейной технологии при
удовлетворительных трудоемкости технологического процесса, выходе годно-
го, металлургическом качестве и точности. Эти ограничения связаны прежде
всего с природой физических процессов, присущих литейной технологии, и
уровнем развития ее на данном этапе. Существует соответствующая норма-
тивно-техническая документация, разработанная, в том числе и в ВИАМ, рег-
ламентирующая технологичность конструкции лопатки, получаемой литьем.
Рассмотрим некоторые из этих ограничений.
1.	В конструкции лопаток необходимо предусматривать радиусы скруг-
лений (галтели). В местах перехода от пера к замковой части и полке ради-
ус скруглений R должен быть 3-5 мм (рис. 4.2). Галтели предусматривают-
ся во избежание возникновения трещин на моделях
лопаток.
2.	Толщину стенок следует выполнять с уклоном
по длине не менее 0,5 мм на каждые 100 мм длины
пера. Толщина стенок пера допускается не менее
0,6 мм.
Уклон по толщине стенок необходим для созда-
ния направленности затвердевания, лучшего питания
отливки и, соответственно, обеспечения плотности и
механических свойств металла в зоне пера. Ограни-
чения по минимальной толщине стенки связаны не
столько с заполняемостью металлом тонких стенок,
сколько со снижением механических свойств метал-
ла в тонких стенках (рис. 4.3).
3.	Места сопряжения штырьков с корытом и
спинкой пера следует оформлять галтелями. Величи-
на галтелей (радиусов) выбирается в зависимости от
диаметра штырьков и толщины стенок пера. Оси
и при кристаллизации
Рис. 4.2. Скругление
острых углов между
элементами лопатки
189
Рис. 4.3. Влияние толщины плоского образца
из литейного сплава ЖС6У на длительную
прочность при Т = 975°С и ст = 230 МПа
на полке пера лопатки допускается не
штырьков необходимо располагать
предельно близко к нормали про-
филя в месте расположения штырь-
ков (рис. 4.4).
Галтели на штырьках требуются,
чтобы исключить появление горя-
чих трещин в зоне сопряжения
штырька со стенкой пера. Располо-
жение осей штырьков по нормали к
профилю необходимо для удобства
изготовления пресс-формы и рабо-
ты с ней.
4.	Толщина лабиринтных ребер
менее 1,5 мм (см. рис. 4.2). Это огра-
ничение связано с прочностью модельной массы при прессовании моделей и
окраске блоков.
5.	Необходимо предусматривать технологические отверстия для фиксации
керамических стержней в полости литейной формы. Величина и форма от-
верстий определяются в зависимости от размеров полости лопатки и ее кон-
струкции при условии четкой фиксации стержня на его знаках, что необхо-
димо для обеспечения требуемой толщины стенок пера лопатки.
6.	Ширина щели по выходной кромке лопаток, оформляемая в литье ке-
рамическим стержнем, должна быть не менее 0,6 мм (рис. 4.5). Это требова-
ние связано с прочностью стержня и возможными его поломками при за-
прессовке моделей и деформации при заливке литейных форм металлом.
7.	В технических условиях чертежа лопатки следует предусматривать за-
варку или запайку технологических отверстий для выхода знаков стержня.
С течением времени приведенные выше требования к конструкции лопат-
ки, получаемой литьем, корректируются, так как появляются новые конст-
рукции внутренней полости лопаток, совершенствуются технологии литья и
изготовления стержней.
Наибольшие технологические трудности при производстве лопаток связа-
ны с изготовлением стержней. Конструкция стержня должна обеспечивать
достаточную жесткость в сыром состоянии до прокалки для проведения тех-
нологических операций (съема с пресс-формы, рихтовки, укладки в короба и
др.), достаточную прочность после прокалки для проведения технологических
операций (прессования моделей и др.) и устойчивость стержня при заливке
литейных форм металлом.
Рис. 4.4. Оформление штырьков и галтелей относительно спинки и корыта
Рис. 4.5. Предельный размер щели по выходной кромке пера
190
2.	Разработка литейного чертежа лопатки и расчет
литейной усадки при проектировании пресс-форм
Чертеж литой заготовки лопатки разрабатывается по чертежу детали и
является основным документом для проектирования модельной и стержневой
пресс-форм, приспособлений для контроля геометрии стержней и отливок,
приспособлений для крепления заготовок лопаток при шлифовке технологи-
ческих баз для последующей механической обработки.
На литейном чертеже указываются: линия разъема модельной и стержне-
вой пресс-форм; припуск на механическую обработку; технологические базы
для механической обработки отливки; питатели, выполняемые в модельной
пресс-форме вместе с моделью отливки; технические требования, предъявля-
емые к отливке, передаваемой из литейного цеха на механическую обработ-
ку: чистота поверхности, контролируемые геометрические размеры, виды кон-
троля металлургического качества и допустимые отклонения при контрольных
операциях.
В производственных условиях на отливки, подготовленные к сдаче на
механическую обработку, утверждается натурный эталон, в соответствии с
которым осуществляется контроль.
Одновременно с чертежом литой заготовки лопаток разрабатывается тех-
нология механической обработки заготовок. Назначаются литейные базы, тех-
нологические базы для механической обработки, припуски на обрабатывае-
мые поверхности. В зависимости от геометрии лопаток и принятой техноло-
гии механической обработки расположение технологических баз для
механической обработки и величина припусков на механическую обработку
могут существенно различаться. Во всех случаях сохраняется лишь главный
принцип — газовый тракт (перо лопатки) является литейной базой, выполня-
ется без припуска на механическую обработку; операции контроля геометрии
литой заготовки и изготовления технологических баз для механической обра-
ботки производятся от профиля пера в сечениях, назначенных в литейном
чертеже заготовки лопатки.
Так как профиль пера лопатки является базой для механической обработ-
ки замка и полки лопатки — элементов, по которым осуществляется крепле-
ние лопатки в пространстве колеса турбины, — геометрия профиля должна в
максимальной степени соответствовать теоретическому профилю чертежа ло-
патки. Допуск на профиль рабочих и сопловых лопаток регламентирован ОСТ
1.02571—86. Допуски различаются в зависимости от высоты и длины профиля
и класса точности лопатки. Для лопатки средних размеров с профилем высо-
той 100—160 мм и длиной 60—100 мм допуск составляет ±0,3 мм. Обеспече-
ние требований чертежа на геометрию профиля пера лопатки связано с рас-
четом размеров полости пресс-формы с учетом множества факторов:
-	усадки модельной массы при прессовании моделей;
—	усадки металла отливки;
-	усадки литейной формы при прокалке;
—	увеличения размеров литейной формы при нагреве под заливку;
—	увеличения размеров литейной формы за счет прогрева заливаемым
металлом.
191
Помимо приведенных очевидных факторов, связанных с коэффициентами
линейного расширения материалов, могут быть и случайные погрешности,
предусмотреть которые при расчете полости пресс-формы не представляется
возможным. К таким погрешностям можно отнести, например, отклонения в
размерах моделей из-за неравномерности усадки или коробления.
Следует отметить, что при прочих равных условиях на величину усадки
отливки влияет геометрическая форма самой отливки, конструкция литейно-
го блока, степень затрудненности усадки. Из вышеизложенного видно, что
получить отливки с размерами, указанными в чертеже, путем расчета поло-
сти пресс-формы затруднительно. Практически, величина литейной усадки
при расчете полостей модельных пресс-форм лопаток колеблется в пределах
1,2—2,0 % в зависимости от конфигурации лопаток и принятой технологии
литья. При этом величины усадки по профилю пера и между полками ло-
патки могут существенно различаться из-за большей затрудненности литей-
ной усадки по межполочному расстоянию.
Профиль пресс-формы рассчитывается от теоретического профиля лопат-
ки, либо в декартовой или полярной системе координат, либо графическим
путем. Расчет профиля в декартовой или полярной системе координат удобен
для конструктора, но весьма приближенно описывает процесс кристаллиза-
ции, поскольку кристаллизация металла идет не от осей координат, а в объе-
ме металла. Более полное соответствие расчетных и действительных величин
усадки по профилю лопаток может быть достигнуто при расчете профиля
графическим путем. В этом случае усадка рассчитывается от термического
центра сечения профиля. Теоретический профиль вычерчивается в увеличен-
ном масштабе (20 : 1 или 50 : 1), который выбирается в зависимости от
конкретных задач. Чем больше масштаб, тем меньше графическая погреш-
ность размеров. Вокруг теоретического профиля с учетом усадки строится
профиль пресс-формы в заданном сечении и определяются его координаты.
На рис. 4.6 изображены типичные систематические погрешности в размерах
профиля пера лопаток при расчете припуска на компенсацию литейной усад-
ки различными методами: по эквидистанте, в системе декартовых координат
и графическим методом. Чтобы установить степень влияния указанных мето-
дов при расчете на геометрию профиля лопаток, были вычерчены в увели-
ченном масштабе (20 : 1) три профиля каждого варианта: теоретический,
технологический, образованный с учетом суммарной усадки, и фактический,
полученный на отливках.
Вариант А — технологический профиль вычерчивался по эквидистанте
(рис. 4.6, А). Фактический профиль имеет значительное утолщение по выход-
ной и входной кромкам по отношению к теоретическому. В средней, наибо-
лее толстой части профиля, практически никакого изменения по толщине те-
оретического и фактического профилей не наблюдается. Это указывает на то,
что нельзя равномерно по эквидистанте распределять припуск на деталях с
различной и переменной толщиной профиля.
При расчете припуска на компенсацию усадки в системе декартовых ко-
ординат (вариант Б) наибольшее искажение (увод) профиль получает по вы-
ходной кромке пера и наименьшее — по входной и средней частям, т.е. в
местах, располагающихся ближе к оси абсцисс, так как геометрическое место
192
A
Г
Рис. 4.6. Типичные искажения профиля лопаток в зависимости от методики расчета при-
пуска на литейную усадку:
А — по эквидистанте; Б — по координатам декартовой системы; В — методом последова-
тельной доводки; Г - графоаналитическим методом (для монолитного профиля); Д — диф-
ференцированным методом (для охлаждаемого профиля); 1 - теоретический про-
филь; 2 — технологический профиль; 3 — фактический профиль; R — координата корыта;
С — координата спинки профиля; у — у, х — х — исходные координаты для построения
профиля.
точек технологического профиля прямо пропорционально зависит от размера
условно принятых ординат С и Н, которые задаются теоретическим профи-
лем и суммарной величиной принятой усадки.
Метод последовательной доводки (вариант В) предусматривает образова-
ние технологического профиля на базе теоретического по партии отливок.
Несмотря на свою логическую объективность, данный метод, так же как и
предыдущие, не может считаться удовлетворительным из-за того, что требует
много времени на отливку лопаток, их контроль, периодическую доводку
полости пресс-формы и создание на поверхности пера лопаток значительно-
го припуска на механическую обработку. При этом для выявления действи-
тельной величины усадки нужна жесткая технологическая дисциплина.
В связи с недостатками, присущими указанным методикам, целесообразно
рассмотреть другие способы расчета припуска на компенсацию усадки про-
филя лопаток.
Сущность графоаналитического метода (вариант Г) сводится к следующе-
му. Теоретический профиль вычерчивается в любой приведенной системе в
увеличенном масштабе по всем заданным сечениям. Масштаб увеличения
берется с учетом длины хорды профиля и размера стола проекционного ап-
парата исходя из условий, что чем больше масштаб увеличения, тем меньше
7 — 1051
193
фактическая погрешность при графическом вычерчивании. В построенный
профиль вписывается ряд окружностей и по их центрам находится средняя
линия профиля, а по диаметрам окружностей определяется максимальная
толщина профиля, которая выбирается в качестве термического центра и базы
для построения технологического профиля с учетом суммарной усадки на
модельный состав, металл и расширение оболочки при прокаливании и за-
ливке сплава. Если теоретический профиль строится в системе декартовых
координат, в найденный термический центр переносятся координаты осей
(абсцисс х— х и ординат у—у).
Поскольку усадка в моделях и лопатках происходит в направлении от
периферии к массивной части профиля, т.е. по хорде в направлении оси х -
х, то расстояние между заданными координатами по у - у должно быть уве-
личено на суммарный процент литейной усадки Е , определяемый по формуле
Sy= «^мет +	~
(4.1)
где Умет - усадка металла; 3^ — усадка модельного состава; Уф - расширение
керамической оболочки; дД. — коэффициент поправочный, учитывающий
степень затрудненности усадки, определяемый экспериментально.
Для свободной усадки по толщине тела коэффициент ДЛ^ не учитывается.
Зная действительную толщину профиля в каждой заданной точке и Еу, мож-
но достаточно точно определить технологическую толщину профиля на тех
же участках, используя формулу
L = L + I —-—+8	+8
Ьпр ЬОТЛ I JQQ 1 — °ОТЛ °пр ’
(4.2)
где £пр — расчетный размер полости пресс-формы в каждой заданной точке,
мм; Хотл — размер профиля по чертежу, мм; ± 8ОТЛ — допуск на отливку для
наружных (+) и внутренних (—) размеров, мм; 6пр — допуск на изготовление
пресс-формы, мм (принимается по 3-му классу точности, ОСТ 1013 — для
необрабатываемых поверхностей в отливках; по 5-му классу, ОСТ 1015 — для
обрабатываемых поверхностей).
Практически новая толщина профиля с учетом усадки определяется путем
засечек или описанных окружностей. Циркуль каждый раз необходимо уста-
навливать на средней линии профиля в местах ее пересечения с координата-
ми, учитывающими усадку. После этого вершины сделанных засечек или
окружностей с помощью лекала или масштабной стальной линейки соединя-
ют между собой касательной кривой, которая образует вместе с радиусами
входной R и выходной г кромок замкнутый технологический профиль со
стенкой и корытом. Полученный профиль для каждого сечения является ис-
ходным для изготовления шаблонов.
Все геометрические размеры, необходимые для построения технологичес-
кого профиля, снимаются с графического и заносятся в новую координатную
сетку, прилагаемую к чертежам пресс-формы или шаблонов. Предлагаемый
метод при наличии достоверных коэффициентов усадки моделей, металла и
194
расширения оболочки с соответствующими поправочными коэффициентами
позволяет предельно точно рассчитать литейную усадку любого монолитного
профиля и исключить большой объем доводочных работ.
Дифференцированный метод предлагается для расчета припуска на ком-
пенсацию усадки в лопатках с охлаждаемым пером, где монолитные участки
сочетаются с полыми. Его принципиальное отличие от описанного выше (гра-
фического) состоит в возможности производить расчет усадки на лопатках с
охлаждаемым профилем одновременно, графическим методом на монолитных
участках профиля и по эквидистанте на участках полого профиля (вариант
Д). Такое допущение объясняется затрудненностью усадки модельной массы
и металла из-за сопротивления стержня. Расстояние между эквидистантой и
теоретическим профилем равно суммарной усадке и допуску на отливку и
пресс-форму. При дифференцированном методе, так же как и при графоана-
литическом, обязательно находится средняя линия профиля по известной
методике. Базовая ордината у —у переносится по тому же принципу в макси-
мальную толщину монолитного участка, которая определяется методом впи-
санных окружностей. Все остальные операции построения технологического
профиля практически не отличаются от описанных выше.
Графоаналитический и дифференциальный методы расчета припуска для
компенсации литейной усадки могут быть компьютеризованы при разработке
соответствующих программ1.
Вновь изготовленные пресс-формы перед сдачей их в эксплуатацию про-
ходят аттестацию по результатам разметки партии отливок, полученных в
соответствии с разработанной технологией литья по моделям, выполненным
на этой пресс-форме. При выявлении отклонений от литейного чертежа сверх
допуска пресс-формы дорабатываются, и аттестация по разметке отливок
повторяется. При доводке пресс-форм охлаждаемых лопаток очень важно
доработать пресс-форму на плюсовой допуск по профилю, что позволит иметь
запас по толщинам стенок лопаток.
3.	Конструкция модельного блока и методика расчета
литниковой системы
Конструкция блока моделей должна обеспечивать его технологическую
прочность и жесткость при окраске, надежное питание отливок, удобство
отделения (отрезки) отливок от стояка, удобство крепления моделей лопаток
к литниково-питающей системе при сборке модельных блоков.
Литниково-питающая система состоит из литниковой чаши, стояка, при-
былей, питателей, которые изготавливаются в специально спроектированных
для каждой детали пресс-формах. При разработке конструкций литниковых
систем необходимо:
1.	Обеспечить плавное заполнение полости литейной формы и питание
отливок в процессе кристаллизации металла.
1 Графоаналитический и дифференциальный методы расчета припуска для компенса-
ции литейной усадки предложены Н.Н.Степановым.
7*
195
2.	Обеспечить одинаковые условия заполнения полостей отливок метал-
лом, охлаждения и кристаллизации металла для каждой отливки в блоке.
3.	Обеспечить при выполнении технологических параметров заливки (тем-
пература литейной формы, температура металла, удельная весовая скорость
заливки) отсутствие металлургических дефектов, связанных с заливкой метал-
ла: корольков, неспаев, рыхлот, пористости.
4.	Перепад температур на металле отливки и литниково-питающей систе-
мы после кристаллизации отливки должен быть в пределах 50—100°С для
предотвращения коробления отливки и наведения высоких литейных напря-
жений в металле отливки.
5.	Литниково-питающая система не должна быть чрезмерно громоздкой и
должна обеспечивать приемлемый коэффициент использования металла на
отливку. Для литья с равноосной структурой приемлемый КИМ 0,3-0,4.
6.	В литниково-питающей системе следует предусматривать достаточное
количество промывников полости литейной формы для более полного удале-
ния модельной массы.
7.	При проектировании литниково-питающей системы следует учитывать
трудоемкость разделки (резки) элементов литниково-питающей системы для
использования в качестве литейного возврата непосредственно в цехе или
при сборе литейных отходов для отправки на металлургическое предприятие
на переплав. Во избежание перепутывания литейного возврата разных спла-
вов элементы литниковой системы должны отличаться по внешнему виду от
элементов литниково-питающих систем для отливок из других сплавов.
8.	Блок моделей должен быть удобен для проведения последующих тех-
нологических операций: окраски, удаления моделей, прокалки и заливки
металлом.
В литейной практике литниково-питающие системы различаются по спо-
собу подвода металла: заливка сверху; заливка сифоном (снизу); комбиниро-
ванная литниковая система (часть металла первоначально поступает в отлив-
ку сифоном, а затем начинает поступать в отливку и сверху).
Количество металла, поступающего в отливку снизу (сифоном) и сверху,
может регулироваться площадью стояка или местным пережимом на стояке.
При освоении технологии литья лопаток использовались все виды литнико-
вых систем, но предпочтение отдавалось сифонной и комбинированной, так
как они способствуют всплыванию неметаллических включений в процессе
заливки и удалению их из отливки в прибыльную часть. По мере совершен-
ствования технологии выплавки жаропрочных сплавов на металлургических
предприятиях и технологии переплава при литье лопаток, а также по мере
улучшения качества литейной формы с точки зрения уменьшения дефектов
отливок по засорам от литейной формы выявились преимущества литнико-
вых систем с подводом металла сверху. Эти преимущества связаны с более
благоприятными условиями кристаллизации благодаря температурному гради-
енту в жидком металле после заливки литейной формы, способствующему
направленности затвердевания от утоненной части пера в нижней части от-
ливки к утолщенной под полкой замка.
Лопатки, отлитые по литниковой системе с верхним подводом металла,
имеют однородную макроструктуру металла. Кроме того, подвод металла
196
сверху обеспечивает более равномерный прогрев стержня при литье охлажда-
емых лопаток, что способствует уменьшению коробления стержня из-за тер-
мических напряжений, возникающих в стержне в период заливки полости
отливки металлом. Для рабочих лопаток без бандажной полки (однополоч-
ные лопатки) наиболее рациональной является литниковая система с залив-
кой металла сверху. Лопатки в блоке располагаются вертикально, замком
вверх, металл подводится к замку лопатки. В зависимости от конструкции
заготовки замка лопатки металл может подводиться в любой из пяти торцов,
так как все они механически обрабатываются. Лопатки с двумя полками, как
сопловые, так и рабочие, заливаются по комбинированной литниковой сис-
теме. Сифонная заливка при современном уровне технологии литья лопаток
нерациональна и используется редко.
Однако практический опыт литья лопаток показывает, что для лопаток
длиной до 150-200 мм и массой литой заготовки до 2 кг оптимальной явля-
ется литниковая система с подводом металла в торец замка со стороны вход-
ной кромки. При этом четыре - восемь лопаток располагаются на круглой
прибыльной части стояка (рис. 4.7). Такая литниковая система обеспечивает
одинаковые условия кристаллизации для всех лопаток, заливаемых в блоке, и
создает направленность затвердевания лопаток от тонких входных кромок к
утолщенным стенкам пера и замку лопатки, питаемому из «горячей» прибыли.
Попадание металла в полости литейной формы на утолщенную входную
кромку стержня и прогрев стержня падающей струей металла способствуют
быстрому и равномерному прогреву стержня в процессе заполнения полости
формы металлом, что снижает деформацию стержней.
Ограничениями для такой литниковой системы являются: ширина замка,
габариты лопатки и соответствие габаритов блока габаритам печи подогрева
плавильной установки. Получение плотного металла в замке лопатки обеспе-
чивается при ширине замка не более 80—90 мм. При больших габаритных
размерах замка лопатки целесообразно подвод металла осуществлять в верх-
ний торец замка через прибыль (рис. 4.8).
Рис. 4.7. Схема сборки моделей с подводом металла в торец замка и заливкой сверху
Рис. 4.8. Схема литейного блока с подводом металла в верхний торец замка через прибыль
197
Для лопаток с массивным замком сечением более 50 мм целесообраз-
ность подвода металла в верхнюю торцовую прибыль замка лопатки связа-
на с тем, что такая конструкция блока позволяет избежать создания мас-
сивных сечений в металле блока за счет суммарной площади прибыли,
питателя и замка лопатки и избежать замедленной кристаллизации металла
в элементах отливки, создав при этом условия для направленного затвер-
девания отливки от «тонкого» пера к замку лопатки и далее к массивной
прибыли. Следует учитывать, что замедленная кристаллизация жаропроч-
ных сплавов способствует формированию неблагоприятной первичной
структуры металла, не исправляемой термической обработкой. Такая струк-
тура характеризуется повышенной ликвационной неоднородностью, грубой
структурой границ зерен и микропористостью на границах зерен, а также
снижением прочностных и пластических свойств металла отливок, пони-
жением жаропрочности (рис. 4.9).
По такому же принципу целесообразно конструировать модельный блок
и для двухполочных лопаток, но в этом случае применяется комбинирован-
ная литниковая система (рис. 4.10): металл сифоном подводится к полке пера
от центрального стояка и сверху к замку лопатки. Лопатки располагаются
вокруг центрального стояка, предпочтительно входной кромкой к нему. Ко-
личество металла, заливаемого сифоном и сверху, регулируется пережимом
на стояке.
Такая конструкция литникового блока создает одинаковые условия для
заливки каждой лопатки блока, кристаллизации и охлаждения лопаток. Под-
водить металл к полке пера можно как сбоку, так и снизу, а к замку — как
в боковой торец замка, так и в верхний торец через верхнюю прибыль ана-
логично тому, как показано на рис. 4.8.
Литье сопловых лопаток с развитыми полками и длиной газового тракта
100—150 мм целесообразно осуществлять по комбинированной литниковой
системе с подводом металла к полкам от двух коллекторов.
Рис. 4.9. Снижение механических свойств сплава типа ЖСЗДК с увеличением толщины
стенки отливки
Рис. 4.10. Принципиальная схема комбинированной литниковой системы для литья двух-
полочных лопаток
198
4.	Расчет элементов литниково-питающих систем
При литье по выплавляемым моделям в основе методов определения раз-
меров элементов литниково-питающих систем лежит известный принцип со-
здания направленности затвердевания металла от тонкого сечения отливки к
более толстому и далее через питатели к прибыльной (питающей) части ли-
тейного блока. Расчет элементов литниковой системы применительно к ло-
паткам проводится по модулям охлаждения или диаметрам вписанных сфер
[1]. Модуль охлаждения помимо толщины стенки элемента отливки или лит-
никовой системы учитывает его протяженность, т.е. площадь поверхности,
через которую осуществляется теплоотвод. Так как у лопатки основной пи-
таемый узел — замок, а соотношение толщины стенки и длины несуществен-
но разнится, то различия, получаемые при расчете элементов литниково-пи-
тающей системы, выполненном по той или иной методике, не превышают
погрешности методик расчета. Полученные результаты расчета могут являть-
ся основой для экспериментальной проверки эффективности спроектирован-
ной литниковой системы.
Рекомендуемая для лопаток методика расчета элементов литниково-пита-
ющей системы следующая.
1.	Определяется требуемая удельная весовая скорость заливки (кг/с), вы-
числяемая по эмпирической формуле
где К - коэффициент, равный 0,005 при подводе металла сверху и 0,008 при
подводе металла сифоном; /тах — наибольшая протяженность тонкой стенки,
мм; 5СТ - толщина тонкой стенки отливки, мм.
2.	Определяется время заливки лопатки тзал, с, обеспечивающее заполне-
ние металлом тонкой кромки лопатки
< Ктл
зал ~ q ’
где Мотл - масса отливки, кг; q — удельная весовая скорость заливки, кг/с.
3.	Определяются величины суженного сечения канала и гидростатического
напора
г npr- _ 1000# _ 230#
/оз/Нр=^Д7“’
где f0 - площадь суженного сечения, см2; Нр — гидростатический напор в
суженном сечении, см; ц — коэффициент расхода металла, равный 0,8—0,9
в случае, если динамический напор падающей из тигля струи не учитыва-
ется, и 1,4—1,5, если этот напор учитывается; у — плотность жидкого ме-
талла, кг/м3.
Значением Нр задаются, исходя из конструктивных соображений. Нр дол-
жен быть не менее 7—10 см. Если необходимо получить достаточно прочный
199
модельный блок, задаются fQ. По величине суженного сечения канала fo и
гидростатического напора Нр (в соответствии с чертежом детали) определяют
размеры элементов литниково-питающей системы.
Сечения питателей, стояков и прибылей литниково-питающих систем рассчи-
тывают следующим образом:
По модулям охлаждения
массивных узлов
2 '/ м
-------'
где /п — длина питателя;
8П — модуль охлаждения
сечения питателя;
8СТ - модуль охлаждения
сечения стояка;
*$сеч
^ст — р ’
где Sce4 - площадь поперечного
сечения стояка или питателя;
Р — периметр стояка или
питателя;
Z — модуль охлаждения узла;
М — масса отливки, г
По диаметрам вписанных
сфер
Конусность прибыли 10-г 15 град
Высота прибыли h « 3dy в
Диаметр прибыли Dnp — по построению
Диаметр выпора с1ъ « 0,31)^
Поперечный размер питателя —dn « dy н
Высота питателя dn < 0,5^у н
Диаметр утолщенной части
стояка dCT« 1,3 dy H
Высота утолщенной части
стояка h « (2,5 -ь 3) dy н,
где dyъ— диаметр сферы, вписанной
в верхний тепловой узел отливки;
dyH - диаметр сферы, вписанной
в нижний тепловой узел отливки
Расчет по диаметрам вписанных сфер целесообразно применять для лит-
Рис. 4.11. Литниково-питающая систе-
ма блока моделей с заливкой сверху:
1 — литниковая чаша; 2 — стояк; 3 —
зумпф; 4 — литник; 5 — щелевые пи-
татели
никово-питающих систем с заливкой
сверху (рис. 4.11), расчет по модулям
охлаждения массивных узлов — для лит-
никово-питающих систем с нижним под-
водом (рис. 4.12) и комбинированных
литниково-питающих систем (рис. 4.13).
Для предотвращения дефектов отливок
(засоров, шлаковых включений, король-
ков, окисных плен и др.) рекомендуется
при проектировании литниково-питаю-
щих систем применять отражательные
скосы, зумпфы и специальные фильтры
диаметром 55 мм с вертикальными ради-
альными щелями толщиной 0,3—0,5 мм и
общей площадью поперечного сечения
щелей 0,8-0,9 от площади поперечного
сечения стояка.
Качество изготовления оснастки для
восковых моделей литниковых систем
должно удовлетворять следующим требо-
ваниям:
200
Рис. 4.12. Типовая литниково-питающая система с нижним подводом (блок моделей):
1 — литниковая чаша; 2 — выпор; 3 — прибыль; 4 — стояк; 5 — модель лопатки; 6 —
зумпф; 7 — питатель; 8 — стержень; 9 — промывник
Рис. 4.13. Комбинированная литниково-питающая система:
1 — литниковая чаша; 2 — стояк; 3 — зумпф; 4 — коллектор; 5 — отливка; 6 — промывник
а)	шероховатость поверхности пресс-форм должна быть 2,5 — 1,25 мкм;
б)	вмятины, забоины и облой не допускаются.
Восковые модели массивных элементов литниково-питающих систем же-
лательно выполнять полыми во избежание образования трещин в литейной
форме при удалении моделей. Для обеспечения достаточного металлостати-
ческого напора литниковая чаша должна быть расположена на 80-100 мм
выше верхней части отливки.
В случае отливки в одном блоке нескольких лопаток рекомендуется рас-
полагать их радиально (для обеспечения одинаковых условий заливки и ох-
лаждения каждой лопатки).
Для повышения качества тонких кромок в случае их незалива следует
предусматривать технологический прилив, как указано на рис. 4.11.
Для полного удаления модельного состава из формы необходимо пре-
дусматривать достаточное количество технологических отверстий (промыв-
ников).
Формулы для расчета модуля охлаждения массивных узлов отливки приве-
дены ниже:
201

Приведенная выше методика расчета условна и может являться лишь
принципиальным руководством по конструированию элементов литниково-
питающей системы, так как конструкция блока, расположение и число отли-
вок во многом определяются габаритными размерами технологического обо-
рудования для окраски блоков, печи подогрева форм в вакуумной заливоч-
ной установке, способом отрезки отливок и т.д. Приближенность методик
расчета связана с тем, что в них не учитываются такие важнейшие парамет-
ры литья, как температура литейной формы в момент заливки металлом, тем-
пература заливаемого металла, материал и толщина оболочки литейной фор-
мы, температура прогрева формы залитым металлом в тонких и массивных
сечениях отливки и др.
5. Технология плавки металла и заливки литейных форм
при литье лопаток
Расплавление металла шихтовой заготовки, подготовка расплава к заливке
и заливка литейных форм являются операциями, определяющими металлур-
гическое качество отливок и свойства металла отливок.
Плавка жаропрочных сплавов на никелевой или железоникелевой основе,
легированных алюминием и титаном, при литье лопаток или других деталей
ответственного назначения осуществляется в условиях вакуума или в инертной
атмосфере. Это вызвано тем, что расплавы жаропрочных сплавов активно
окисляются кислородом, образуя на поверхности зеркала жидкоподвижную
пленку оксидов (плены), преимущественно титана, алюминия, хрома. Окси-
ды, попадая в литейную форму при заливке, образуют в отливке несплошно-
сти структуры металла, что является неисправимым браком в отливках.
Повышение требований к металлургическому качеству лопаток вызывает
необходимость постоянного совершенствования технологии выплавки сплавов
и технологии переплава шихтовых заготовок сплавов при литье лопаток. Тех-
нология выплавки жаропрочных сплавов изложена в соответствующем разде-
ле настоящей монографии.
202
Технология переплава шихтовых заготовок в литейном цехе постоянно
совершенствовалась в связи с возрастающими требованиями к лопаткам по
надежности и ресурсу работы, ростом рабочих температур лопаток, утонени-
ем толщины стенок, увеличением термических напряжений в лопатках при
эксплуатации.
В 50—60-х годах при разработке и освоении в промышленности техно-
логии литья охлаждаемых лопаток плавка и заливка металла осуществля-
лись в вакуумных печах периодического действия. При этом использова-
лись набивные плавильные тигли, применялась шихта преимущественно
открытой выплавки с использованием собственного возврата в количестве
50—80 %. С освоением технологии литья охлаждаемых лопаток без припус-
ка на механическую обработку по газовому тракту и ужесточением контро-
ля поверхностных дефектов лопаток при переходе от контроля методом
цветной дефектоскопии на ЛЮМ-контроль стала очевидной необходимость
рафинирования расплавов жаропрочных сплавов от неметаллических вклю-
чений перед сливом в литейную форму. Попытки рафинировать расплав в
рамках существующей технологии литья и используемого оборудования
путем повышения глубины вакуума до 5 • 10~3 мм рт.ст., увеличение вре-
мени выдержки расплава при глубоком вакууме не дали положительных
результатов, и вопрос полезности глубокого вакуума долгое время оставал-
ся дискуссионным. Результатом многочисленных исследований, проведен-
ных в ВИАМ, явились следующие требования к процессу плавки жаро-
прочных сплавов при литье лопаток:
—	шихтовая заготовка вакуумной выплавки специализированного металлур-
гического предприятия, удовлетворяющая требованиям соответствующего
ГОСТа;
—	плавильные печи вакуумные полунепрерывного действия, обеспечиваю-
щие герметизацию плавильной камеры в течение рабочей смены;
—	глубина вакуума в плавильной камере не более 5 • 10-3 мм рт.ст. при
натекании не более 30 л/(мкм • с);
—	быстросменный керамический тигель с ограничением срока эксплуа-
тации.
Физический смысл вышеперечисленных требований к технологии сводит-
ся в первую очередь к обеспечению чистоты металла по неметаллическим
включениям. Технические условия на шихтовую заготовку ограничивают со-
держание кислорода, азота, водорода. Из этих газов лишь водород находится
в металле только в растворенном состоянии и при вакуумной плавке доволь-
но легко удаляется из металла. Кислород и азот имеются в металле и в виде
растворенных газов, но главным образом в составе неметаллических включе-
ний тугоплавких оксидов типа Д12О3, TiO2 и тугоплавких нитридов типа TiN,
NbN и др.
Количественный анализ содержания кислорода и азота в металле дает их
суммарное количество как в растворенном виде, так и в составе неметалличес-
ких включений. Учитывая, что растворимость кислорода и азота в хромоникеле-
вой основе жаропрочных сплавов не превышает (5-7) • 10-4 % (масс.) (5-7 ррш),
по результатам количественного газового анализа можно оценивать содержа-
ние неметаллических включений в металле. В металле открытой выплавки со-
203
держание азота и кислорода колеблется в пределах (50—70) • 10“4 % (масс.)
(50-70 ppm), в металле вакуумной выплавки (20-30)-10“4 % (масс.) (20-30 ppm).
При переплаве исходной шихтовой заготовки содержание неметалличес-
ких включений в расплаве при определенных условиях может быть уменьше-
но либо увеличено. Содержание кислорода и азота определяется парциаль-
ным их давлением в атмосфере печи, т.е. прежде всего глубиной вакуума и
величиной натекания, температурой расплава, взаимодействием расплава с
футеровкой тигля, диссоциацией и растворением тугоплавких нитридов и
другими факторами. При вакуумной плавке содержание кислорода снижается
вследствие его взаимодействия с углеродом, присутствующим в сплавах в
качестве легирующего элемента. Однако содержание кислорода не достигает
тех значений, которые предсказывает термодинамика для реакций углерода с
кислородом. По-видимому, причиной этого являются недостаточно изучен-
ные механизмы растворения огнеупоров.
Таким образом, чистота расплава металла по неметаллическим включениям в
современном производстве лопаток ГТД достигается благодаря качественной
по этим параметрам шихтовой заготовке, переплаву ее в вакуумных печах,
обеспечивающих достаточную глубину вакуума при допустимом натекании и
тигле, изготовленном из инертных к расплаву огнеупорных материалов.
Для литья лопаток в литейных цехах отрасли применяются вакуумные пла-
вильные установки с подогревом форм (УППФ) нескольких модификаций, кон-
струкции плавильных камер которых не имеют принципиальных различий. Ус-
тановка УППФ включает несколько функциональных блоков (рис. 4.14):
—	блок плавильной камеры с индуктором 10, закрепленным на вращаю-
щейся платформе, обеспечивающей поворот плавильного узла при сливе ме-
талла в форму 5;
—	блок шлюзовой камеры с печью подогрева литейных форм 11, обес-
печивающей технологическую температуру формы в момент заливки метал-
лом 1. Для загрузки формы под заливку шлюзовая камера откатывается от
плавильной камеры;
—	между шлюзовой и плавильной камерой расположен затвор 2, обеспе-
чивающий герметизацию плавильной камеры при загрузке и выгрузке зали-
тых литейных форм;
—	блок загрузки шихты 5, обеспечивающий вакуумирование шихты и за-
грузку ее в тигель без разгерметизации плавильной камеры;
—	с противоположной стороны от шлюзовой камеры на плавильной каме-
ре имеется крышка с запорами, смотровым стеклом и натекателями. Крышка
открывается при обслуживании и ремонте плавильной камеры 4\
-	блок вакуумной системы включает два форвакуумных (7) и один бус-
терный насос и обеспечивает создание разрежения в плавильной камере до
13 • 10“3мм рт.ст. (<?);
—	блок силового электропитания, обеспечивающий плавку металла (9);
—	блок электропитания (6), обеспечивающий управление параметрами тех-
нологического процесса и их регистрацию.
Регистрируемыми параметрами технологического процесса с записью на
самописец являются: глубина вакуума в плавильной камере, температура ме-
талла по ходу плавки (замеряемая радиационным или термоэлектрическим пи-
204
Рис. 4.14. Схема установки УППФ
рометром), температура металла перед сливом в литейную форму, замеряемая
термопарой погружения, температура печи подогрева. Проверка натекания
проводится при холодном тигле не реже одного раза в неделю (лучше ежед-
невно перед началом рабочей смены). Глубина вакуума в плавильной камере
оговаривается технологией на отливаемые детали и обычно находится в пре-
делах (5ч-20) • 10-3 мм рт.ст.
205
Шихтовая заготовка поставляется в виде прутка диаметром 90мм мерной
длины в соответствии с массой блока отливаемых деталей. Наружная поверх-
ность шихтовой заготовки обтачивается до снятия оксидного поверхностного
слоя, и заготовка упаковывается в индивидуальный пакет. Усадочная раковина
на торцах не допускается. Все мерные заготовки одной плавки маркируются
одним номером. К каждой плавке заводом-поставщиком прилагается сертифи-
кат, в котором указывается химический состав плавки, в том числе и содержа-
ние вредных примесей свинца, висмута и др., что оговорено техническими усло-
виями и стандартами. В сертификате приводятся и контролируемые механи-
ческие свойства: жаропрочность, предел прочности, предел текучести,
удлинение и сужение при температурах, оговоренных техническими условиями.
Мерная шихтовая заготовка через вакуумный шлюз (5, рис. 4.14) подается
в тигель с помощью загрузочного устройства. Прокаленную керамическую обо-
лочку из прокалочной печи устанавливают в печь подогрева литейной формы
плавильной установки и накатывают блок шлюзовой камеры на плавильную ка-
меру. Затем вакуумируют плавильную камеру и начинают расплавление шихто-
вой заготовки. По мере расплавления шихтовой заготовки во всех случаях на
зеркале расплава присутствуют оксидные плены, которые удаляют при:
—	восстановлении оксидной плены углеродом, присутствующим в распла-
ве или специально вводимым с шихтой на зеркало расплава обычно в коли-
честве 0,02 % (масс.) по известной реакции
МеО + С = Me + СОТ ;
—	оседании плены на стенках керамического тигля благодаря более высо-
кой смачиваемости оксидов (преимущественно А12О3, TiO2) с материалом
керамики тиглей (электрокорунд, магнезит), чем смачиваемость этих матери-
алов расплавом.
Эти процессы эффективно протекают при температурах 1600 — 1650°С.
Расплав перегревают и дают выдержку при этих температурах до полного
удаления плены. Температура перегрева в указанных пределах для разных
сплавов и материалов тиглей может изменяться и фиксируется в технологии
на отливаемую деталь. Повышение температуры перегрева расплава сверх
приведенной интенсифицирует процессы очистки металла от оксидных вклю-
чений. Однако при определенных температурах перегрева начинаются реак-
ции химического взаимодействия расплава с керамикой тигля, то есть вос-
станавливаются углеродом расплава оксиды керамики, ванна расплава начи-
нает интенсивно «кипеть», тигель подвергается эрозии, металл насыщается
неметаллическими включениями от тигля. Такое «кипение» расплава не до-
пускается технологией.
Пороговая температура начала интенсивного взаимодействия расплава с
керамикой тигля понижается с повышением содержания углерода в сплаве и
снижением суммарного содержания алюминия и титана, с повышением со-
держания хрома, неполным спеканием оксидов А12О3 и SiO2 при синтезе мул-
лита (материала, применяемого для изготовления тиглей), при наличии в
материале тиглей других оксидов, легко восстанавливаемых металлом, напри-
мер Fe2O3 и др.
206
После очистки металла от неметаллических включений температура рас-
плава снижается до технологической температуры заливки для конкретной
детали (1440—1560°С) в зависимости от металлоемкости, толщины стенок и
технологической температуры формы в момент заливки и производится слив
металла в литейную форму при условии отсутствия плен на поверхности
металла. В противном случае операцию рафинирования металла повторяют.
Плавкой при литье лопаток считается партия лопаток, отлитых из одной
исходной шихты рабочего сплава на одной плавильной установке в одну
смену. К партии лопаток одной плавки отливают образцы-свидетели для кон-
троля механических свойств и химического состава; эти же образцы исполь-
зуют для контроля механических свойств после термической обработки лопа-
ток от каждой партии — садки.
Технология переплава шихтовой заготовки при литье лопаток, несмотря
на кажущуюся простоту процесса, существенно влияет на качество материала
лопаток и механические свойства металла отливок. Этим и объясняется не-
обходимость введения определения партии — плавки лопаток и ограничение
числа лопаток в партии не только исходной плавкой шихтовой заготовки, но
и сменной заливкой на одной установке.
6.	Исследования технологии плавки жаропрочных сплавов
при переплаве шихтовых заготовок
Актуальной задачей современной литейной технологии является иссле-
дование процессов, происходящих при плавке многокомпонентных распла-
вов, установление их природы и механизмов протекания. Из практики
известна зависимость кристаллического строения отливок от величины
предварительного перегрева расплава [2]. Это так называемая металлурги-
ческая «наследственность», которая вызывает все больший научный и прак-
тический интерес [3].
Перегрев жидких алюминиевых сплавов приводит к повышению предела
прочности на 25—30 %, пластичности металла на 20—40 % [4], перегрев ли-
той стали — к повышению ударной вязкости и пластичности.
Проведенные ранее [6] исследования показали несомненную эффектив-
ность термообработки жидкой стали. Структура и служебные свойства слож-
нолегированных никелевых сплавов также оказались чувствительными к тем-
пературам перегрева расплавов [7,3]. Все это позволяет считать термообра-
ботку жидких металлов эффективным средством воздействия на расплавы и
меняет взгляд на технологию плавки и подготовки расплавов к заливке ли-
тейных форм. Выдержка расплава при заданной температуре и охлаждение,
воздействуя на расплав, позволяют улучшить качество отливок и их служеб-
ные характеристики. Указанный метод у разных авторов получил различные
названия: высокотемпературной обработки расплава (ВТОР), термовременной
обработки (ТВО), термоскоростной обработки (ТСО). Разница в названиях
отражает позиции авторов в оценках тех или иных элементов технологии.
Так, сторонники ТВО существенную роль отводят времени выдержки распла-
ва при заданной температуре, ТСО — скоростному охлаждению расплава.
Ниже будет использоваться единое определение ВТОР, которое отражает об-
207
щий и основной для всех методов обработки прием: нагрев расплава до тем-
ператур, характерных для каждого сплава и превышающих температуру лик-
видуса на 200—400°С.
Несмотря на практические достижения использования ВТОР, вопрос о
теоретическом обосновании метода остается дискуссионным. И это понятно,
поскольку изучаемый объект — жидкость, в частности жидкий металл, — со-
четает в себе черты как твердого, так и газообразного состояния вещества в
сложном и подчас противоречивом единстве.
Методы статистической физики позволяют в принципе описать структуру
и свойства жидкого состояния, однако математические сложности велики, и
это можно сделать только на приближенных компьютерных моделях [8].
Наибольшее распространение получили эмпирические модели жидкости, на-
чиная от квазигазовой до квазикристаллической, в зависимости от темпера-
турного интервала существования жидкости. В настоящее время не существу-
ет единого подхода к описанию свойств жидкостей. Предпочтительными счи-
таются модели, которые базируются на фундаментальных физических
представлениях, имеющих экспериментальное обоснование.
Среди моделей жидкости, служащих теоретической основой работ по тех-
нологии ВТОР, предпочтение отдается модели квазикристаллического строе-
ния расплавов, которая базируется на факте сходства дифракционных картин
расплава и твердого металла вблизи температуры плавления. В этой модели
постулируется существование в расплавах микрогруппировок, порядок распо-
ложения атомов в которых близок к расположению их в кристаллических
телах. Присутствие в расплаве микрогруппировок атомов обусловливает, как
считают, микронеоднородность расплава, создает дефекты в строении жидко-
сти, что, в свою очередь, способствует образованию дефектов в кристалли-
ческой структуре.
Исходя из вышеизложенного, авторы [5] делают вывод о существовании
«критической температуры», при достижении которой сталь приобретает ква-
зигомогенное строение, что приводит к получению более гомогенного твер-
дого раствора, обеспечивающего максимальные пластические свойства. Авто-
ры работ [3,6] рассматривают многокомпонентный расплав как неравновес-
ную систему. Переход к равновесному состоянию достигается нагревом
расплава до определенной критической температуры. Представления о поли-
морфных превращениях в металлических расплавах и температурах этих пре-
вращений легли в основу разработки авторами [4,9] технологии, позволяю-
щей, по их мнению, сформировать в предкристаллизационном состоянии
расплава метастабильную высокотемпературную «структуру», изменяющую
кинетику кристаллизации, что благотворно влияет на структуру и свойства
литого металла.
Для конкретизации режимов ВТОР широкое распространение получили
экспериментальные исследования температурных зависимостей физических
свойств расплавов (вязкости, плотности, электросопротивления, магнитной
восприимчивости и др.), на которых в ряде случаев проявляются аномалии
типа скачков, ветвлений, перегибов и т.п. Температуры этих аномалий счита-
ются теми критическими температурами, при которых в расплаве происходят
превращения, обусловливающие эффект ВТОР (рис. 4.15).
208
Краткий обзор существующих представлений о механизме ВТОР показы-
вает, что не рассматривалось влияние неметаллических включений в жидком
металле на процесс кристаллизации. Согласно общей теории кристаллиза-
ции кинетика процесса кристаллизации определяется скоростями зарожде-
ния центров кристаллизации и роста кристаллов. Указанные параметры, в
свою очередь, являются функциями переохлаждения. Соотношение скорос-
тей зарождения центров кристаллизации и скорости роста кристаллов опре-
деляет структуру отливки. Это соотношение существенно зависит и от числа
центров кристаллизации в расплаве, в том числе и в форме неметаллических
включений.
Применение данных положений теории к процессам кристаллизации жа-
ропрочных сплавов, которые носят гетерогенный характер, позволяет выска-
зать предположение о природе и механизме эффекта ВТОР, заключающееся
в том, что воздействие перегрева расплава на кинетику кристаллизации через
зародыши кристаллизации, количество примесей, неметаллических включений
(оксидов, карбидов, нитридов) под действием высокой температуры может
существенно изменяться. О влиянии неметаллических включений на свойства
сплава и процесс кристаллизации указывает и их количество (порядка 105 в
1 см3 для сплава с общим содержанием неметаллических включений 0,02 %
и размером включений < 20 мм), причем общая поверхность этих включений
в килограмме металла составляет десятки квадратных метров [10].
Контакт включений с жидким металлом
приводит к образованию двойного электри-
ческого слоя на поверхности контакта. Воз-
никающая контактная разность потенциалов
вносит существенный вклад в избыточную
энергию поверхности раздела [10]. Исходя
из этого возникающее объединение, ядром
которого является мельчайшее неметалли-
ческое включение, окруженное слоем исход-
ного металла, приобретает значительную ус-
тойчивость. Расчеты показывают, что для
полного разрушения наиболее устойчивых
образований необходим перегрев расплава
на 600-800°С [11].
Рис, 4,15. Температурные аномалии кинематической
вязкости, магнитной восприимчивости и удельного
сопротивления расплава жаропрочного сплава ЖС6У
при перегреве до 1830°С
209
В связи с вышеизложенным следует полагать, что в большинстве распла-
вов существует зародышевая фаза, причем решающую роль в ее формирова-
нии играют неметаллические включения. При перегреве расплава происходит
разрушение структур, формирующих зародышевую фазу, и очистка металла
от неметаллических включений. Оба эти эффекта экспериментально наблю-
даются по изменению структуры литого металла, содержанию газов и неме-
таллических включений и свойствам металла.
Кинетика кристаллизации исследовалась методом дифференциально-терми-
ческого анализа (ДТА), который позволяет установить тепловые эффекты в
расплаве при нагреве и охлаждении и измерить интервал переохлаждения,
определяющий как скорость роста кристаллов, так и скорость зарождения
центров кристаллизации.
Изучали зависимость разности температур ДТ между испытуемым образ-
цом и эталоном от температуры образца и времени при нагревании и ох-
лаждении. Испытуемый образец и эталон представляли собой цилиндры диа-
метром 4,5 мм. В испытуемый образец вставлялась простая термопара, а в
эталонный — молибденовый образец — дифференциальная термопара. Под
вакуумом или в атмосфере инертного газа (аргона) испытуемый образец рас-
плавляли в корундовом тигле, нагревали до заданной температуры перегрева,
выдерживали при этой температуре 5 мин и охлаждали с постоянной скоро-
стью. По пикам на термограмме при нагреве определяли температуры соли-
дуса Ts и ликвидуса TL, а при охлаждении — начало кристаллизации Тнк,
т.е. температуру, при которой в расплаве начинается зарождение и рост кри-
сталлов. Температура Тн к не совпадает с температурой ликвидуса, определен-
ной по кривой нагрева, и характеризуется перегибом кривой термограммы
из-за выделения теплоты кристаллизации и нагрева расплава. Разность тем-
ператур (TL — Тнк = ATl) характеризует интервал метастабильности расплава.
Исследованйе влияния температуры на-
грева расплава на кинетику процесса крис-
таллизации проводили на установке ДТА.
Образец 1 (рис. 4.16) перегревался до тем-
пературы 1700°С, образец 2 — до темпера-
туры 1500°С. Сравнение графиков показы-
вает, что перегрев расплава приводит к за-
метному расширению интервала
метастабильности, в данном случае он ра-
вен 24°С. Характерно, что интервал мета-
стабильности увеличивается только начиная
Рис, 4,16, Термограммы кристаллизации сплава
ЖС6У после предварительного перегрева до 1700°С
(7) и 1500°С (2); TL и Ts - температуры ликвиду-
са и солидуса сплава ЖС6У при нагреве
210
Рис. 4.17. Влияние температуры
перегрева расплава Т сплава ЖС6У
на интервал метастабильности ДТМ
при кристаллизации (TL — темпе-
ратура ликвидуса сплава при на-
греве)
с определенной температуры перегрева расплава (рис. 4.17). Заметное переох-
лаждение появляется при перегреве более 200°С над TL. Далее переохлажде-
ние растет и стремится к некоторому постоянному значению около 30—40°С.
Следует отметить, что интервал метастабильности зависит от шихтового ма-
териала и для одного и того же сплава может изменяться, поскольку опреде-
ляется количеством и составом зародышевой фазы.
Обнаружено, что склонность расплавов жаропрочных сплавов, предвари-
тельно подвергнутых перегреву, к переохлаждению сохраняется, однако с каж-
дым последующим переплавом величина переохлаждения уменьшается. Так,
первоначально перегретый до температуры 1700°С сплав имеет переохлажде-
ние 35°C, после повторного расплавления без перегрева переохлаждение
уменьшается до 25°С, после последующего расплавления — до 10°С. Такой
результат позволяет говорить об эффективности применения высокотемпера-
турной обработки расплава в процессе приготовления шихтовой заготовки
особенно для технологических процессов, при которых перегрев расплава в
процессе переплава лимитирован конструкцией плавильного узла, например
в печах ПМП для направленной кристаллизации.
Количественный анализ содержания кислорода и азота, формирующих
неметаллические включения в расплавах, проводился в исходной шихте
после переплава по существующей технологии с перегревом до 1600°С и
при переплаве по технологии ВТОР с перегревом до 1700°С в вакууме и
до 1830 °C в аргоне. Несмотря на существенный разброс в результатах газо-
вого анализа, выявилась очевидная тенденция к уменьшению количества не-
металлических включений в металле при проведении процессов ВТОР.
Содержание газов в сплаве ЖС6У по опытным и промышленным плавкам
после различных режимов переплава составило, ppm:
	Кислород	Азот
Исходная шихтовая заготовка	.. 30-50	40-60
Перегрев до 1600°С:		... 30-40	35-45
1700°С		... 15-20	20-30
1830°С		... 20-25	15-25
Содержание кислорода в металле при перегреве расплава до 1830°С, воз-
растает, что, по нашему мнению, связано с протеканием реакций между рас-
плавом и керамикой тигля.
211
Эффективность процесса ВТОР изучали на серийных жаропрочных
сплавах, применяемых как для литья лопаток с равноосной структурой, так
и по технологии направленной кристаллизации. Отливку образцов и лопа-
ток по существовавшей технологии с использованием режимов ВТОР осу-
ществляли на промышленных установках УППФ при равноосном литье,
ВНК и ПМП при литье с направленной кристаллизацией. Склонность
расплавов, подвергнутых ВТОР, к переохлаждению при кристаллизации во
всех случаях благотворно сказалась на структуре и свойствах металла отли-
вок, что, по нашему мнению, связано с изменениями в кинетике процесса
кристаллизации как в отношении числа центров кристаллизации, так и
скоростей роста кристаллов, так как эти параметры являются функцией
переохлаждения расплава.
Повышение склонности сплавов к переохлаждению после ВТОР является,
по-видимому, немаловажным обстоятельством в технологии получения отли-
вок как с равноосной, так и с направленной и монокристаллической струк-
турой. Действительно, если переохлаждение перед фронтом кристаллизации
больше интервала метастабильности, что характерно для литья с равноосной
структурой, то образуется двухфазная зона, в которой будут расти кристаллы
от возникающих при переохлаждении зародышей. Рост фронта будет проис-
ходить за счет присоединения к нему кристаллов двухфазной зоны, строение
слитка будет мелкозернистым с увеличенным размером дендритных ячеек.
Если интервал метастабильности настолько велик, что переохлаждение рас-
плава перед фронтом не превосходит его величины, что характерно для ли-
тья методом направленной кристаллизации, то двухфазная зона перед фрон-
том будет отсутствовать и сплав приобретает склонность к транскристаллиза-
ции. Это благоприятно для осуществления технологических процессов литья
с направленной структурой.
Исследования структуры металла отливок, подвергнутого при плавке
ВТОР, подтверждают высказанные предположения об изменении кинетики
кристаллизации металла. Существенно (в несколько раз) снижается ликва-
ционная неоднородность содержания легирующих элементов, что подтверж-
дается и другими исследованиями [12]. В структуре сплавов при равноосной
кристаллизации уменьшаются размеры частиц карбоборидной фазы, облаго-
раживается морфология и структура границ зерен, снижаются количество и
размеры частиц первичной /-фазы, отмечается тенденция к увеличению раз-
мера зерна по микроструктуре при некотором измельчении зерна по макро-
структуре.
При литье лопаток с направленной и монокристаллической структурами при
применении ВТОР снижается число дефектов лопаток по структуре (зарождений
посторонних кристаллов, сбоев при росте кристаллов, формирований повер-
хностных карбидов) и существенно повышается выход годных отливок.
Исследование свойств металла отливок и литых образцов, полученных по
схеме ВТОР, выявило очевидное повышение механических свойств металла
при кратковременном разрыве и испытании на длительную прочность. Для
равноосного литья характерно повышение пластичности как при комнатной
температуре, так и при температуре охрупчивания (для сплава ЖС6У — от 3
до 5—6 %), увеличение предела прочности на 10—15% и ударной вязкости
212
(от 10 до 20 Дж/см2), увеличение «живучести» образцов при испытании на
длительную прочность на 20—25 %. Для сплавов с направленной и монокри-
сталлической структурой, обладающих высокой пластичностью, отмечено по-
вышение предела прочности и «живучести» при испытаниях на длительную
прочность.
Результаты лабораторных исследований эффективности процесса ВТОР
подтверждены промышленной практикой литья лопаток [13]. Объяснение
повышения механических свойств жаропрочных сплавов при применении
ВТОР вполне укладывается в современные представления о влиянии структу-
ры металла на его механические свойства.
7.	Технологические свойства жаропрочных сплавов, применяемых
для литья лопаток ГТД с равноосной структурой
В настоящее время в промышленности лопатки авиационных ГТД с рав-
ноосной структурой отливают из сплавов ЖС6У, ВЖЛ12У и отчасти ЖС6-К,
жсздк.
В составе жаропрочных сплавов на никелевой основе содержится более
десятка легирующих элементов суммарной массой около 30%, различающих-
ся по физико-химическим свойствам: температуре плавления, плотности, ра-
створимости в жидком и твердом никеле и его растворах, что усложняет
кинетику процесса кристаллизации. Параметрами, определяющими кинетику
кристаллизации отливок, являются критические точки сплава: ликвидус и
солидус, а также абсолютная величина интервала кристаллизации (табл. 4.1).
Удельная теплоемкость и теплота кристаллизации сплава не оказывают ре-
Таблица 4.1. Химический состав и интервалы кристаллизации ряда жаропрочных сплавов
Основные легирующие элементы	Содержание легирующих элементов1, %, в сплавах					
	Х20 Н80	ЭИ437Б	1п713С	ЖС6-К	ВЖЛ12У	ЖС6У
Сг	20	20	12	10	10	9
А1	—	1	6	5	5	5
Ti	—	2,5	0,6	2,3	4,5	2,3
W	—	—	—	5	1	11,0
Мо	—	—	4,5	4	2	2
Nb	—	—	2	—	1,0	1,0
Со	—	—	—	5	15	10,0
В	Нет	0,01	0,01	0,02	0,015	0,035
Температура солидуса, С	1394	1260	1287	1320	1260	1295
Температура ликвидуса, °C	1436	1315	1320	1370	1335	1360
Интервал кристаллизации, °C 1 Основа — никель.	42	55	33	50	75	65
213
тающего влияния на ход процесса кристаллизации из-за значительного из-
бытка тепловой энергии в системе металл — литейная форма. Данные, пред-
ставленные в табл. 4.1, позволяют оценить влияние отдельных легирующих
элементов на критические точки сплавов, а также тенденцию в изменении
величины интервала кристаллизации с усложнением состава сплавов и рос-
том жаропрочности.
Усложнение состава сплава приводит к увеличению интервала кристалли-
зации. Особенно сильно расширяют интервал кристаллизации сплавов и сни-
жают абсолютные величины температуры ликвидуса и солидуса алюминий,
титан, ниобий и элементы, формирующие карбоборидные фазы — углерод,
бор, цирконий. Частичная замена хрома тугоплавкими элементами (вольф-
рамом и молибденом) несколько повышает температуру критических точек.
Следует учесть, что критические точки ликвидуса и солидуса определяются
при нагреве или изотермическом охлаждении. Во время кристаллизации ре-
альных отливок из-за неравномерности отвода тепла и высоких скоростей
охлаждения создаются значительные температурные градиенты, что способ-
ствует возникновению (в начальный период кристаллизации) обогащенных
тугоплавкими элементами флуктуаций. При этом последние порции металла
в междендритных пространствах, обогащенные легкоплавкими компонента-
ми, кристаллизуются при температурах существенно более низких, чем тем-
пература солидуса сплава, определенная методами дифференциально-терми-
ческого анализа. Это подтверждается появлением структуры оплавления по
границам зерен при нагреве отливок сплава ВЖЛ12У до температур 1220—
1230°С; сплава ЖС6У до температур 1240—1250°С, несмотря на то что тем-
пература затвердевания этих сплавов (солидус) в изотермических условиях
на 40—60°С выше этих температур.
Расширение интервала кристаллизации сплавов по мере увеличения леги-
рованное™ стимулирует повышение ликвационной неоднородности, обогаще-
ние междендритных пространств легкоплавкими составляющими, образование
в отдельных случаях по границам дендритов легкоплавких псевдоэвтектик,
обогащенных титаном, алюминием, а также составляющими карбоборидных
фаз. Ликвационная неоднородность приводит к локальной неоднородности
механических характеристик. Объемы металла, обогащенные легкоплавкими
составляющими, обладают значительно меньшей прочностью и пластичнос-
тью при температурах, близких к солидусу, что и способствует возникнове-
нию трещин при появлении минимальных термических напряжений.
В 70-х годах при освоении в промышленности литья лопаток из сплавов
ЖС6У, ВЖЛ12У взамен применявшегося ранее сплава ЖС6-К очень возрос
брак лопаток по горячим трещинам, что потребовало корректировки техно-
логического процесса литья.
При традиционных методах литья в земляную форму основным методом
борьбы с литейными трещинами является создание податливой формы путем
соответствующего подбора состава формовочной смеси. От теплового воздей-
ствия отливки слои формовочной смеси, прилегающие к ее поверхности,
быстро нагреваются до высоких температур и теряют свою прочность, пре-
вращаясь в рыхлую сыпучую массу, не представляющую сопротивления усад-
ке отливки. Керамическая форма при контакте с жидким металлом, нагрева-
214
металлом начинается интенсивный теп-
металл охлаждается до температуры лик-
Тепловая усадка металла в жидком со-
ясь даже до температур расплава, не теряет прочностных свойств в силу сво-
ей инертности к расплаву, что и обеспечивает высокое качество поверхности
отливок.
Неподатливость керамики литейной формы определяется ее прочностны-
ми свойствами, на порядок превышающими прочность металла отливки вбли-
зи температуры солидуса. При температуре вблизи солидуса (1230— 1250°С)
предел прочности керамики на сжатие составляет 3—5 МПа, при этом пло-
щадь сечения формы не более чем в 10 раз превышает площадь сечения
металла лопатки, а предел прочности металла — не более 2—3 МПа.
Результатом силового взаимодействия отливки и формы является дефор-
мация отливки. Величина деформации равняется суммарной величине литей-
ной усадки отливки и тепловых изменений размеров формы. На возникнове-
ние трещин в отливке, помимо абсолютной величины деформации отливки,
большое влияние имеет скорость деформации, которая, в свою очередь, оп-
ределяется скоростью изменения температуры металла и формы при кристал-
лизации и охлаждении отливки.
После заливки литейной формы
лообмен между металлом и формой,
видуса, начинается кристаллизация,
стоянии компенсируется поступающими из прибылей новыми порциями
металла. Литейная форма, интенсивно нагреваясь, увеличивается в размерах
со скоростью, пропорциональной К&Та, где ДГ — разность температур ме-
талла и формы; а — коэффициент линейного расширения. На этой стадии
силовое взаимодействие отливки и формы отсутствует, поскольку металл
жидкий (рис. 4.18).
В период кристаллизации и охлаждения отливки происходит дальнейший
нагрев литейной формы до выравнивания температуры отливки и формы. В
процессе кристаллизации отливки с момента образования единого дендрит-
ного каркаса возникает силовое взаимодействие отливки и формы, при этом
суммарная величина деформаций складывается из усадки металла при крис-
таллизации и теплового расширения формы. В случае, когда температура
литейной формы ниже температуры солидуса металла, деформация отливки
пропорциональна сумме коэффициентов линейного расширения металла и
формы (ам + аф — кривая 1 на рис. 4.18). При
равенстве температур формы и металла в момент
кристаллизации отливки термосиловое взаимо-
действие отливки и формы существенно снижа-
ется, так как при дальнейшем охлаждении
Рис. 4,18. Термограмма металла отливки и литейной фор-
мы в процессе кристаллизации и охлаждения, при раз-
личных температурах формы:
1,2 - температура формы (варианты 1 и 2); 3 - темпера-
тура металла отливки; TL, Ts — температура ликвидуса и
солидуса металла
215
уменьшаются размеры формы и деформация отливки становится пропорцио-
нальной разности коэффициентов линейного расширения металла и формы
(ам — аф — кривая 2 на рис. 4.18).
Как показывают результаты металлографических исследований, литей-
ные трещины, обычно квалифицируемые как горячие трещины, возникают
в период кристаллизации межзеренных микрообъемов, то есть на первой
стадии силового взаимодействия отливки и формы вблизи температуры
солидуса металла. На последующей стадии трещинообразование маловеро-
ятно, металл с завершением кристаллизации межзеренных микрообъемов
приобретает достаточную пластичность и способность реализовать напря-
жения путем пластической деформации без разрушения. Помимо величи-
ны пластической деформации, которую претерпевает отливка, решающее
значение для способности металла противостоять трещинообразованию
имеет скорость деформации. В конечном счете скорость деформации от-
ливки определяется скоростью охлаждения металла и скоростью прогрева
формы, которые пропорциональны разности температур металла и формы.
Следовательно, основным технологическим параметром, определяющим ве-
роятность возникновения литейных трещин, является температура литейной
формы при заливке, а наиболее радикальным способом борьбы с литейными
трещинами — повышение температуры литейной формы в начальный мо-
мент кристаллизации отливки до температуры солидуса сплава путем либо
нагрева формы в печи подогрева, либо прогрева формы расплавом металла
за счет утонения формы, либо создания двухслойных форм с буферным теп-
лоизоляционным слоем. Применение материалов литейных форм с меньшим
коэффициентом линейного расширения не столь радикальное средство, од-
нако при различных температурных параметрах технологии вероятность воз-
никновения литейных трещин при литье в формы, изготовленные из мар-
шаллита, циркона, плавленого кварца, ниже, чем при литье в формы из
электрокорунда.
В табл. 4.2 приведены данные о возникновении трещин при затрудненной
кристаллизации сплавов ЖС6-К, ЖС6У и ВЖЛ12У. Данные были получены
при заливке специальных проб, формы изготовляли методом выплавляемых
моделей, температура заливаемого металла на 170-200°С выше температуры
ликвидуса, температура форм варьировалась в пределах 950-1150°С.
Таблица 4.2. Статистические данные по трещинообразованию в условиях затрудненной
усадки сплавов ЖС6-К, ЖС6У, ВЖЛ12У
Марка сплава	Температура литейной формы, °C	Вероятность трещинообразования, %
ЖС6-К	950	3
	1050	1
ЖС6У	950	9
	1050	2
ВЖЛ12У	950	15
	1050	3
	1150	1
216
Технологические свойства жаропрочных сплавов
при литье охлаждаемых лопаток
Возможности утонения стенок охлаждаемых лопаток ограничиваются ха-
рактеристиками жидкотекучести сплавов и заполняемостью тонких кромок
лопаток. Заполняемость литейных форм может быть существенно улучшена
благодаря повышению их температуры при заливке (рис. 4.19).
Как следует из приведенных данных, повышение температуры литейной фор-
мы с 950 до 1100°С равноценно повышению температуры металла на 150—200
°C. Повышением температуры литейной формы до температуры, близкой к точ-
ке солидуса заливаемого металла, заполняемость литейных форм может быть
неограниченно улучшена при минимальном перегреве металла над ликвидусом.
Величина усадки металла охлаждаемых лопаток вследствие неподатливос-
ти керамической литейной формы существенно отличается от величины сво-
бодной усадки и определяется конфигурацией отливки (степенью затруднен-
ности усадки) и величиной термического расширения литейной формы.
Свободная литейная усадка сплава — это термическое расширение или
сжатие в интервале температур от комнатной до температуры солидуса. При
расчете по коэффициенту линейного расширения свободная усадка жаропроч-
ных сплавов составляет 2,4-2,6 % и практически одинакова для всех сплавов
из-за близости их химических составов: ~ 70 % никеля, 8-15 % хрома, 8-15 %
тугоплавких металлов (вольфрама, молибдена и др.), 5—10 % алюминия и тита-
на. При определении литейной усадки по традиционным методикам заливки
в холодную песчаную форму при минимальной затрудненности усадки вели-
чина свободной литейной усадки составляет 2,3—2,5 %, что близко к расчет-
ному. Свободная литейная усадка при заливке аналогичных по конфигурации
оболочковых форм, нагретых до 1000°С, составляет 1,6-1,8 % (от размера вос-
ковой модели), что близко к расчетной величине при условии увеличения
размеров нагреваемой оболочковой формы на ~ 0,6—0,8 %.
При отливке специальных образцов с затрудненной усадкой усадка спла-
вов (по замерам от восковой модели) не превышает 0,5—0,7 %, что вполне
соответствует практике литья охлаждаемых лопаток. Нереализованная усадка
0,9—1,1 %, т.е. разность величин свободной усадки сплава и реальной усадки
Рис. 4.19. Жидкотекучесть сплавов
ВЖЛ12У (7), ЖС6-К (2) и ЖС6У (5)
по длине спирали в зависимости от тем-
пературы металла при заливке в формы,
нагретые до 950°С (—), и температуры
литейной формы при температуре зали-
ваемого металла 1500°С (—)
Температура литейной формы Г, °C
Перегрев металла над ликвидусом Г, °C
217
отливки компенсируется дефектами металла — микропористостью и дислока-
ционными повреждениями структуры, возникающими в результате пластичес-
кой деформации металла при релаксации литейных напряжений. При этом
наибольшие повреждения структуры металла отливки локализуются в ослаб-
ленных местах — междендритных пространствах. Способность металла отлив-
ки противостоять повреждениям от деформаций при затрудненной усадке
возрастает при снижении скорости деформации за счет более медленного
остывания отливки после кристаллизации. Для этого залитые блоки после
кристаллизации отливок в муфеле подогрева форм плавильных установок
помещаются в специальные термостаты с температурой 700—900°С.
Силовое взаимодействие отливки и формы при температурах ниже 1000—
1100°С, когда прочность металла достаточно высокая, реализуется наведени-
ем литейных напряжений в отливке. Высокие остаточные напряжения в от-
ливке крайне нежелательны, так как во всех случаях это ведет к снижению
работоспособности лопаток, поэтому при освоении технологии литья конк-
ретных лопаток технологические параметры процесса должны обеспечивать
минимизацию остаточных напряжений в отливке. На величину остаточных
напряжений в лопатке, помимо неподатливости керамики литейных форм и
стержней (в том числе и повышенной прочности керамики), влияет конст-
рукция литниковой системы блока и скорость охлаждения залитого блока.
Влияние конструкции литниковой системы связано с различием скоростей ох-
лаждения массивных частей литниковой системы и тонких сечений пера ло-
патки, что создает дополнительные препятствия для свободной усадки в ло-
кальных зонах лопатки. Рассмотрим в качестве примера опыт минимизации
остаточных литейных напряжений в двухполочной охлаждаемой лопатке, от-
ливаемой по литниковой системе, приведенной на рис. 4.13. Первоначаль-
ный уровень максимальных остаточных напряжений на выходной кромке пера
вблизи бандажной полки (зона минимального сечения пера) составлял ~ 300
МПа. Уменьшение диаметра стояка в зоне пережима с 25 до 15 мм, что
приводило к разрыву стояка в этой зоне при охлаждении блока, снизило
уровень максимальных остаточных напряжений до ~ 150 МПа. Снижение
скорости охлаждения блока за счет повышения температуры в термостате с
700 до 950°С позволило снизить остаточные напряжения до приемлемого
уровня (не более 50 МПа).
Исследование механизма деформации стержней
при литье охлаждаемых лопаток
Исследовалось влияние ряда технологических параметров литья лопаток
на устойчивость стержней: типа литниковой системы, методики высвобож-
дения («раззазоривания») знаков стержней, скорости заполнения формы
металлом. Исследования проводили на стержнях, изготовленных из стерж-
невой массы на основе электрокорунда со связующим лаком КО-086, обо-
жженных при температуре 1350°С в одной садке. Для удобства замеров
деформаций стержня геометрия его была выбрана в форме плоского об-
разца (рис. 4.20). Деформации стержня замеряли на участке АЕ по макси-
мальному искривлению внутренней полости отливки относительно базовых
218
сечений А и Е. Одновременно фиксировалось расположение максимально-
го прогиба стержня относительно контрольных сечений В, С и Д.
Образцы отливали по трем вариантам литниковой системы, применяемым
в практике литья охлаждаемых лопаток (сверху, сифоном и по комбиниро-
ванной литниковой системе); скорость заливки варьировали установкой в
литниковую чашу сеток с калиброванными -отверстиями, что обеспечивало
заполнение литейной формы за 3; 6 и 12 с. Раззазоривание знаков стержня
осуществлялось наклейкой по периметру знаковой части стержня полиэти-
леновой пленки толщиной 0,07 мм с одновременным парафированием торца
на высоту не менее 2 мм. При одновременном раззазоривании верхнего и
нижнего знаков стержень закреплялся в центральной части керамическими
штырями диаметром 3 мм, оформляемыми в процессе изготовления литей-
ной формы. Принятая методика раззазоривания знаков полностью исключа-
ет возникновение термических напряжений в стержне, связанных с различ-
ными величинами теплового расширения стержня и литейной формы как в
процессе прокалки, так и при заливке металлом.
Расположение и конструкция питателей обеспечивали плавное заполне-
ние литейной формы металлом, что исключало гидродинамические удары.
Действующие на стержень гидравлические нагружения приближались к ар-
химедовой силе и не превышали трехкратной массы стержня. При этом
напряжения, растягивающие в случае раззазоривания верхнего знака и сжи-
мающие в случае раззазоривания нижнего знака, не превышали о = 2
МПа, что составляет не более 1—2 % от предела текучести материала стер-
жня. Таким образом, при выбранных геометрии стержня и отливки и кон-
струкции литейной формы были ис-
ключены нагружения на стержень, свя-
занные с нетехнологичностью отливки
и конструкцией литейной формы, а
также дополнительные нагружения на
стержень из-за недостаточного раззазо-
ривания знаков, гидравлических ударов
и т.д. Напряжения, действующие на
стержень, свелись к термическим на-
пряжениям, связанным с неравномер-
Рис. 4.20. Эскиз стержня и отливки для изуче-
ния влияния технологических параметров литья
на устойчивость стержня
219
ным прогревом стержня по длине и по сечению в процессе заполнения
литейных форм металлом. В каждой литейной форме отливалось по во-
семь образцов; было отлито по 16 образцов на точку. Средняя деформация
стержня по каждому варианту рассчитывалась по среднему значению деся-
ти лучших результатов.
Экспериментальные данные о влиянии системы раззазоривания знаков и
способа подвода металла на величину деформации стержня и расположение
области максимальной деформации были получены при заливке образцов с
постоянной скоростью и временем заполнения форм 6 с. (табл. 4.3). Из дан-
ных табл. 4.3 следует, что величина деформации стержней и расположение
участков максимальной деформации стержня существенно зависят от схемы
раззазоривания знаков и способа подвода металла.
Влияние времени заполнения литейных форм металлом и способа подво-
да металла на деформацию стержней во всех случаях определялось при раз-
зазоривании верхнего знака (табл. 4.4). Из приведенных данных следует, что
время заполнения литейной формы существенно влияет на величину дефор-
мации стержня, особенно при сифонном способе подвода металла и очевид-
на закономерность уменьшения деформации стержня с увеличением скоро-
сти заливки.
Полученные результаты отражают одну общую закономерность: уменьше-
ние деформации стержня с уменьшением температурного градиента. При за-
ливке сверху стержень быстро прогревается жидким металлом. При сифон-
ной заливке прогрев стержня происходит одновременно с поднимающимся
уровнем жидкого металла и время действия на стержень максимальных тер-
мических напряжений соизмеримо со временем заполнения металлом литей-
ной формы. С увеличением времени заполнения литейной формы увеличива-
ется деформация стержня. Зона максимальной деформации смещается в за-
Таблица 4.3, Влияние способа подвода металла и особенностей раззазоривания знаков на
величину деформации стержня
Высвобождаемый знак	Деформация стержня, мм, и участки максимальной деформации (см. рис. 4.20) при подводе металла	
	сифонном	сверху	комбинированном
Верхний	1.2ЕД	0,ЗВС	0,8СД
Нижний	1.0СД	0,4ВС	0,6СД
Верхний и нижний	0.8СД	0,2ВС	0,4СД
Таблица 4.4. Влияние времени заполнения литейной формы металлом на величину дефор-
мации стержня
Время заполнения литейной формы металлом, с	Деформация стержня, мм, и участки максимальной деформации (см. рис. 4.20) при подводе металла сифонном	сверху	комбинированном
3 6 12	0,8СД	0,2АВ	0,5ВС 1,2ЕД	0,ЗВС	0,8СД 1,5ЕД	0,5ВС	1,0СД
220
висимости от метода подвода металла и скорости заливки. С изменением этих
параметров литья области максимальных температурных градиентов, а следо-
вательно, и термических напряжений смещаются по длине стержня.
Обращает на себя внимание факт коробления стержней при определен-
ных условиях литья на участках АВ и ДЕ, имеющих большую площадь се-
чения, чем участок ВД. Это указывает на то, что термическое нагружение
на стержень имеет ярко выраженный локальный характер, а область мак-
симальной пластической деформации стержня не связана с его конструк-
тивной прочностью и устойчивостью при постоянно действующей осевой
нагрузке.
Снижение пластической деформации стержня достигается при раззазори-
вании знаков вблизи участков стержня, подвергающихся воздействию макси-
мальных термических напряжений. При заливке сифонной и по комбиниро-
ванной литниковой системе более эффективно раззазоривание нижнего зна-
ка, в область которого попадают первые порции металла, а при заливке
сверху — верхнего знака.
В свете полученных данных о локальном характере пластической дефор-
мации стержня при заливке литейных форм металлом способность стержня
сохранять устойчивость следует оценивать как интегральную устойчивость
системы балок, жестко защемленных с двух сторон, испытывающих перемен-
ные нагрузки в соответствии с переменным полем температурных градиентов.
Такая концепция представляется вполне оправданной, так как позволяет
объяснить поведение стержней при литье охлаждаемых лопаток. Уровень тер-
мических напряжений и величина деформации жестко защемленной балки
определяются температурой нагрева и коэффициентом линейного расшире-
ния материала балки.
При таком подходе совершенно очевидна превалирующая роль коэффици-
ента линейного расширения, а не прочности стержней в их способности про-
тивостоять деформации при заливке литейных форм металлом. Использова-
ние для литья лопаток стержней на основе циркония, алюмосиликатов и
кварца с коэффициентом линейного расширения в 1,5—2 раза меньшим, чем
у элекгрокорундовых, показало возможность получения лопаток с более вы-
сокой точностью по толщине стенок, несмотря на то что стержни из этих
материалов уступают по прочности стержням из электрокорунда. Как пока-
зывает производственный опыт, повышение прочности элекгрокорундовых
стержней за счет повышения температуры прокалки не приводит к существен-
ному повышению точности лопаток вследствие одновременного возрастания
значений коэффициента термического расширения материала. Более того,
повышение прочности стержней усложняет удаление их из внутренней поло-
сти лопаток. Прочность стержня должна быть достаточной для проведения
технологических операций запрессовки моделей, изготовления и транспорти-
ровки литейных форм.
Таким образом, технологические параметры литья охлаждаемых лопаток
(тип литниковой системы, особенности раззазоривания знаков стержня и
скорости заполнения литейных форм металлом) существенно влияют на ко-
нечные деформации стержней. Для уменьшения деформации стержней пред-
почтительнее подвод металла в верхнюю часть формы с обеспечением быст-
221
рого и равномерного прогрева стержня падающим потоком металла. При
сифонном и комбинированном подводе металла целесообразно сокращение
времени заполнения литейных форм металлом. Высвобождение знаков пред-
почтительнее со стороны подвода металла, т.е. вблизи зоны максимальных
термических градиентов.
Исследование природы поверхностных дефектов
охлаждаемых лопаток
Поверхность лопатки, подвергающаяся непосредственному воздействию
газового потока, является особенно нагруженной зоной и разрушение в экс-
плуатации, как правило, начинается от поверхности лопатки. В связи с этим
металлургическому качеству поверхности лопатки уделяется особое внимание.
Оно контролируется очень чувствительным капиллярным методом ЛЮМ с
разрешающей способностью 1—2 мкм при глубине дефекта 7—10 мкм. В мак-
симально нагруженных зонах лопатки — радиусах входной и выходной кро-
мок — никакие дефекты поверхности не допускаются.
Несплошности на поверхности отливки могут иметь двоякое происхожде-
ние: они являются следствием неметаллических включений из расплава жид-
кого металла, которые вследствие лучшей смачиваемости с керамикой ли-
тейной формы концентрируются преимущественно на поверхности отливки;
они формируются непосредственно при кристаллизации отливки в результа-
те взаимодействия расплава с керамикой литейной формы. В практике рабо-
ты литейных цехов наиболее вероятной причиной возникновения окисли-
тельно-восстановительных реакций в системе расплав жаропрочного сплава
— литейная форма являются остатки модельной массы на внутренней повер-
хности литейной формы, не удаленные полностью при вытапливании моде-
лей и последующей прокалке литейных форм. Опасность неполного удале-
ния модельной массы увеличивается при наличии на поверхности керамики
различных несплошностей, формирующихся при некачественном изготовле-
нии моделей или окраске первого слоя керамики. Неудалившимися остатка-
ми модельной массы после прокалки литейных форм могут быть оксиды
щелочных металлов при использовании модельных масс на основе карбами-
да или углеродсодержащие соединения (спеки) при использовании модель-
ной массы на основе органических соединений.
Природа активного каталитического воздействия щелочных металлов на
окисление жаропрочных сплавов при высоких температурах связана со спо-
собностью натрия и калия при температурах порядка 900°С образовывать
пероксиды: 2R2O+O2 -> 2R2O2.
Пероксиды калия и натрия, в свою очередь, легко восстанавливаются до
оксидов алюминием, титаном, углеродом и другими активными по сродству
к кислороду элементами, входящими в состав жаропрочных сплавов, по ре-
акциям
R2O2+Al,Ti,C -» R2O+A12O3, TiO2, COt.
При протекании этих реакций на поверхности деталей из жаропрочных
сплавов, например при термической обработке, имеет место язвенная корро-
222
зия, а при протекании на границе кристаллизующегося расплава в отливке
образуются дефекты в виде плен (оксиды А12О3, ТЮ2) и газовых «простре-
лов» в случае образования оксида углерода.
Существующий технологический процесс отливки лопаток методом вып-
лавляемых моделей не исключает возможности контакта кристаллизующегося
расплава с пероксидами щелочных металлов и, как следствие этого, дефектов
лопаток.
На ряде предприятий находит применение модельная масса МОН-ЮК, со-
ставляющей которой, наряду с карбамидом, является калиевая селитра KNO3.
После удаления моделей на внутренних поверхностях литейной формы оста-
ются следы модельной массы. В процессе прокалки литейных форм происхо-
дит разложение карбамида на газовые составляющие и их удаление, а кали-
евая селитра, разлагаясь в процессе прокалки литейных форм, образует на
внутренней поверхности пероксид калия, который при контакте с кристалли-
зующимся расплавом является источником дефектов отливок в виде плен и
газовых раковин. Как показывает опыт, применение модельной массы МОН-
ЮК приводит к повышенному браку отливок по поверхностным дефектам.
Источником металлургических дефектов лопаток могут явиться примеси
щелочных металлов в материалах, применяемых для изготовления литейных
форм и стержней: электрокорунда, дистенсиллиманита, маршаллита. Наибо-
лее чистым материалом по примесям соединений щелочных металлов являет-
ся электрокорунд. Согласно ГОСТ 3647—71 содержание Na2O в электроко-
рунде различной зернистости ограничено 0,3—0,5 %.
Влияние примесей оксидов щелочных металлов на дефекты отливок ис-
следовали на литых пластинах размерами 100 х 80 х 2 мм при контроле ме-
тодом ЛЮМ-А. Формы изготавливались из электрокорунда со связующим
ЭТС-40, щелочные металлы вводились в краску в виде калиевой селитры;
температура прокалки литейных форм 950°С, время выдержки 4 ч. Результа-
ты экспериментов приведены ниже:
Содержание примесей щелочных оксидов, %   0,2 0,5 1,0
Число дефектов на 10000 мм2 поверхности . 2 10 40
Как видно из приведенных данных, с повышением содержания примесей
щелочных соединений многократно возрастает число поверхностных дефек-
тов отливок, выявляемых ЛЮМ-А-контролем.
Число поверхностных дефектов зависит также от температуры прокалки
литейных форм. Методом ЛЮМ-А-контроля исследовались отливки содержа-
щие оксиды щелочных металлов в количестве 0,5% (верхний предел содержа-
ния, согласно ГОСТу на электрокорунд).
Из данных в табл. 4.5 следует, что с повышением температуры прокалки
литейных форм дефектность отливок по ЛЮМ-А-контролю, связанная с на-
личием примесей щелочных оксидов, снижается. В процессе прокалки ли-
тейных форм происходит спекание составляющих керамической массы, сво-
бодные щелочные соединения переходят в связанное состояние, образуя хи-
мически инертные соединения типа стекол. Температурой полного синтеза
химически инертных соединений, согласно экспериментальным данным, яв-
ляется температура Ц00°С.
223
Таблица 4.5. Влияние температуры прокалки литейных форм на количество поверхностных
дефектов в отливках
Температура прокалки литейных форм, °C	Число дефектов на 10000 мм2 поверхности	Наличие несвязанных радикалов щелочных элементов на внутренней поверхности литейных форм
950	10	Имеются
1000	6	Имеются
1050	3	Слабо выраженные следы
1100	1	Отсутствуют
1150	1	Отсутствуют
Углеродсодержащие остатки модельной массы также способствуют появле-
нию поверхностных дефектов отливок. В этом случае вероятно протекание
реакций восстановления керамики литейной формы частицами углерода с
образованием оксида углерода. Протеканию такой реакции способствуют вы-
сокая температура расплава и вакуумная среда. Для полного удаления орга-
нической модельной массы прокалку литейных форм необходимо проводить
в печах с окислительной атмосферой.
8.	Контроль металлургического качества
литых заготовок лопаток
В литейном цехе литые заготовки лопаток подвергаются контролю на со-
ответствие чертежным размерам и соответствие металлургического качества
нормам технических условий. Многолетняя практика эксплуатации ГТД с
литыми лопатками подтверждает эффективность сложившейся системы и
методик контроля металлургического качества лопаток, так как обеспечивает
эксплуатационную надежность при запасе конструктивной прочности 1,8—2,2,
принятой при конструировании лопаток.
Контроль металлургического качества заготовок лопаток включает контроль:
химического состава металла лопаток;
механических свойств металла лопаток;
визуальный — лопаток и макроструктуры;
рентгеновский — лопаток на отсутствие внутренних дефектов;
капиллярный — на отсутствие поверхностных дефектов.
Контроль химического состава жаропрочных сплавов осуществляется ком-
бинированным способом — спектральным на основные легирующие элемен-
ты (никель, хром, вольфрам, молибден, алюминий, титан, ниобий и др.) по
соответствующим эталонам на каждый сплав и химическим — на малые до-
бавки и примеси (углерод, сера, фосфор, бор и др.).
Контроль механических свойств металла лопаток осуществляется по наи-
более чувствительной характеристике качества металла — длительной проч-
ности при высоких (850—975°С) температурах для разных сплавов. В некото-
рых случаях, если это оговаривается техническими условиями на лопатки,
осуществляется контроль металла лопаток на прочность и пластичность при
224
кратковременном разрыве, обычно при комнатной температуре, но в неко-
торых случаях'и при температурах охрупчивания сплавов (800—900°С).
Контроль химического состава и механических свойств сплава осуществ-
ляется от каждой сменной заливки лопаток одного наименования из шихты
одной плавки завода-поставщика шихтовой заготовки. Он проводится на
металле заготовок-образцов, отлитых в специальном блоке в ту же смену и
из той же шихтовой заготовки, что и лопатки. При такой организации кон-
троля проходит аттестация на соответствие нормам технических условий как
шихтовой заготовки сплава металлургического завода-поставщика, так и тех-
нологии плавки при литье лопаток в литейном цехе.
Визуальный контроль, т.е. внешний осмотр заготовок лопаток, проводит-
ся после отделения отливки от литниковой системы и тщательной очистки
поверхности, обычно пескоструйной обработкой. При визуальном контроле
производят разбраковку всей партии отливок по внешним, видимым невоо-
руженным глазом дефектам. Контролер, сравнивая контролируемую отливку
с утвержденным эталоном, при наличии дефектов, превышающих допусти-
мые, бракует отливку. При визуальном контроле выявляются грубые дефек-
ты, как правило, связанные с небрежным исполнением технологических
операций: скол на модели, выход стержня, отслоение керамики от модели,
грубые засоры, прорыв оболочки при заливке, незаливы и др. Лопатки на
визуальный контроль поступают в течение суток после заливки партиями -
плавками (сменная заливка на одной установке), и это позволяет оператив-
но реагировать на соблюдение технологии по результатам классификации
брака отливок.
Сложный многоступенчатый технологический процесс литья лопаток,
включающий приготовление стержневой массы, прессование стержней, об-
жиг и ремонт стержней, приготовление модельной массы, прессование мо-
делей, сборку модельных блоков, приготовление керамической суспензии,
окраску модельных блоков, удаление моделей, прокалку литейных форм,
плавку металла и заливку литейных форм с большим количеством ручных
неконтролируемых объективными методами операций, выполняемых боль-
шим числом исполнителей, не исключает случаев отклонений от технологи-
ческих режимов на каждой из этих операций, что сказывается в конечном
счете на готовой отливке.
Правильная классификация случайного брака позволяет выявить винов-
ника или виновников—исполнителей на отдельных операциях и принимать
соответствующие организационные меры по недопущению подобного брака
в дальнейшем. Случайный брак не превышает 1—2 % от залитых лопаток по
одному виду дефектов.
Уровень брака более 10 % по одному виду дефектов сигнализирует о си-
стематической причине; ликвидация подобного брака требует принятия
технических решений, так как происходит из-за неудовлетворительного со-
стояния оборудования, оснастки, нарушения режимов работы прокалочных
печей, плавильных установок, плавильных тиглей, качества материалов для
изготовления стержней, моделей, форм, отступлений в подготовке материалов.
Более глубокой причиной эпизодического возрастания брака может явить-
ся техническая необоснованность параметров технологических операций, что
8— 1051
225
приводит к нестабильности физико-химических процессов в материалах при
формировании стержней, моделей, форм, а также влияние внешних факто-
ров, в частности сезонных.
Даже самый хороший технологический процесс следует совершенствовать,
опираясь на достижения науки, в целях повышения качества литья, сниже-
ния брака, трудовых и материальных затрат. Кардинально эти вопросы ре-
шаются путем механизации ручных операций и автоматизации работы обо-
рудования.
Технологический процесс литья лопаток в литейных цехах в настоящее
время достаточно унифицирован в рамках Директивного технологического
процесса литья охлаждаемых лопаток с равноосной структурой по применя-
емому оборудованию, литейным материалам, технологическим параметрам
выполнения основных операций, методам контроля исполнения технологи-
ческих операций и контроля литых заготовок. Однако на практике при от-
ливке лопаток одного наименования (обычно более сложной геометрической
формы) результаты по браку отливок в однотипных цехах существенно раз-
нятся (в некоторых случаях вдвое) при одинаковых общих показателях рабо-
ты цехов и учете всей номенклатуры лопаток. Такие различия в выходе год-
ного можно связать лишь с технологическими нюансами, не оговоренными
Директивной технологией: качеством оснастки (прежде всего, пресс-форм),
организацией рабочих мест, приспособлением, инструментом и приемами
выполнения ручных операций (отделка и сборка моделей, раззазоривание
знаков стержней в литейной форме, окраска блоков, эксплуатация плавиль-
ных тиглей, заливка форм и др.).
На участке визуального контроля осуществляется и контроль макроструктуры
лопаток, который при равноосном литье проводится только в случае примене-
ния поверхностного модифицирования. В зависимости от требований техни-
ческих условий контролю макроструктуры подвергаются 100 % лопаток, или
по одной лопатке от каждого блока, или выборочно 2—3 лопатки от каждой
партии-плавки лопаток. В установившемся серийном производстве обычно
проводится выборочный контроль макроструктуры лопаток по эталонам
и(или) техническим условиям. В качестве эталонов используют макрострукту-
ры лопаток, прошедших испытания на двигателе по полной программе.
Отклонения по макроструктуре лопаток могут быть связаны с отступлени-
ями от технологии при приготовлении модификатора (прежде всего, грануло-
метрии алюмината кобальта), приготовлении суспензии с модификатором,
режима прокалки и заливки блоков.
Внутренние дефекты металла в лопатках выявляются рентгеновским про-
свечиванием с фотографированием на пленку 100 % лопаток. Рентгеновским
просвечиванием выявляют дефекты, расположенные внутри лопаток, как
имеющие, так и не имеющие выхода на поверхность лопаток, усадочные и
газовые раковины и рыхлоты, трещины, неспаи, оксидные плены, засоры.
Разрешающая способность метода 200 мкм, минимальная толщина дефекта (в
направлении лучей), которая может быть выявлена, составляет 4—6 % от
общей толщины сечения.
Тонкие оксидные плены и трещины с малым раскрытием краев выявля-
ются капиллярными методами контроля. Наиболее чувствительным и приме-
226
няемым в настоящее время на заводах является метод ЛЮМ-1 ОВ. Чувстви-
тельность его 1 мкм при глубине дефекта ~10 мкм. Сущность метода заклю-
чается в нанесении на контролируемую поверхность индикаторной люминес-
центной жидкости, которая под действием капиллярных сил проникает в
дефекты и удерживается в них. Под действием проявляющего покрытия ин-
дикаторная жидкость извлекается из дефекта, образуя на этом покрытии ри-
сунок дефекта. В ультрафиолетовом свете дефекты видны как яркие точеч-
ные или штриховые свечения. Отбраковка лопаток проводится в соответствии
с нормами допустимых свечений люминофора в различных зонах лопатки:
входной и выходной кромок, галтелей, центральной части пера и т.д. Нормы
на допустимые металлургические отклонения лимитируются ГОСТом. В от-
дельных случаях для конкретных лопаток эти нормы могут быть ужесточены
или расширены в соответствии с ТУ на лопатки. В этом случае при контроле
лопаток могут использоваться эталоны, которые подтверждены комплексом
испытаний лопаток, в отдельных случаях включающим и длительные испыта-
ния на двигателе.
Не все лопатки, отбракованные при ЛЮМ-контроле, являются окончатель-
ным браком. Поверхностные дефекты (преимущественно точечные), глубина
которых не превышает допуска на профиль и толщину стенки лопатки, уда-
ляются зачисткой поверхности.
Для того чтобы принять меры по предупреждению брака лопаток, его
следует правильно классифицировать и установить причину возникновения
(табл. 4.6).
Таблица 4.6. Классификация металлургических дефектов литых заготовок лопаток и меры
по предупреждению образования дефектов
Причины образования дефектов	Возможные несения технологического
А.
1.	Пониженная жидкотекучесть металла
вследствие низкой температуры
заливаемого металла или литейной
формы
2.	Газонасыщенность литейной формы
или газовыделение при контакте
жидкого металла с керамикой
литейной формы из-за протекания
окислительно-восстановительных
реакций
3.	Прерывистость струи при заливке.
Малая скорость заливки
4.	Прорыв формы и уход металла
Незалив. Незаполнение металлом выходной кромки лопатки
Нарушения в работе контрольно-
измерительной аппаратуры при замере
температуры металла или температуры
литейной формы
Недостаточная температура или время
прокалки литейных форм. Неполное
удаление остатков модельной массы при
прокалке, повышенная зольность
модельной массы, неполная дегазация
литейной формы
Нарушения технологии при заливке
литейных форм
Трещины в литейной форме:
а)	при удалении моделей;
б)	при транспортировке литейных форм
Примечание. В случае систематического брака лопаток по незаливам ввести тех-
нологический прилив на выходной кромке и(или) внести коррективы
в конструкцию литниково-питающей системы.
8*
227
Б. Корольки. Застывшие капли металла, не сварившиеся
с основной металлической массой
Разбрызгивание металла при заливке в форму	Неправильная установка литейной чаши формы относительно сливного носка тигля. Конструкция литниково-питающей системы не обеспечивает плавного поступления металла без разбрызгивания при заливке и изоляции лопаточной полости литейной формы от возможных брызг металла
В. Спай. Неполное соединение потоков металла,
имеющее вид шва с заваленными краями
1. Причины те же, что в п. А (1,2,3) 2. Заполнение лопатки встречными потоками металла	То же, что п. А (1,2,3) Неоптимальное расположение питателей в литниковой системе Увеличено время заливки лопаточной полости жидким металлом Разрыв струи жидкого металла при заливке формы.
Г. Трещины горячие. Поверхностные или при температурах, близких к	сквозные разрывы металла, возникающие температуре солидуса сплава
1. Локальные деформации отливки из-за затрудненной усадки превышают способность сплава к пластической деформации	Уменьшение величины деформации отливки в локальных объемах возникновения трещин: а)	повышение температуры формы в момент заливки; б)	снижение концентраций напряжений путем увеличения радиусов сопряже- ний элементов Литой заготовки, использования технологических припусков и ребер жесткости; в)	оптимизация конструкции литниковой системы с целью уменьшить затрудненность усадки отливки
2. Пониженная пластичность металла отливки при температурах вблизи Ts	Повышенное содержание неметаллических включений в исходной шихтовой заготовке или загрязнение металла неметаллическими включениями в процессе переплава для литья лопаток: а)	высокое натекание в плавильной установке; б)	неудовлетворительная стойкость плавильных тиглей
3. Дефекты литейной формы	Трещины на моделях. Заусенцы на стержнях.
Д. Трещины холодные. Поверхностные или сквозные разрывы металла
со светлой или слабоокисленной поверхностью
1. Высокие внутренние напряжения в отливке при охлаждении до комнатной температуры	Те же, что п. Г (1, б, в) Заниженная температура в термостате или недостаточное время выдержки в термостате
2. Внешние воздействия на отливку	Нарушение технологии при отбивке керамики, отрезке лопаток от литниковой системы, транспортировке залитых блоков
228
Е. Засор. Открытые раковины одиночные или групповые на поверхности отливки
1. Наличие в литейной форме посторонних частиц керамики	Недостаточная прочность керамики литейной формы. Попадание посторонних частиц керамики в литейную форму при технологических операциях. Нарушения технологии при продувке или инжектировании литейных форм
2. Попадание в литейную форму частиц керамики при заливке	Осыпание или эрозия тиглей
3. Смывание струей металла тонких заусенцев из облицовочного слоя формы	Нарушение технологии сборки моделей, небрежное выполнение пайки, отсутствие галтелей в местах пайки
Ж. Усадочные раковины и пористость. Открытые или закрытые полости
в теле отливки с шероховатой поверхностью, одиночные или групповые
в виде скопления мелких пор (усадочная рыхлота)
Недостаточное питание жидким металлом локальных объемов в процессе кристаллизации отливки	Недолив прибыли или литниковой воронки и стояка, выполняющих функцию прибыли. Нарушения технологических параметров заливки: температуры металла, температуры формы, скорости заливки
Примечание. В случае систематического брака лопаток по усадочным раковинам
или усадочной рыхлоте оптимизировать технологию литья в целях
улучшения питания отливки в зонах, подверженных дефектам:
а)	изменить литниковую систему для обеспечения направленной
кристаллизации отливки;
б)	улучшить технологичность конструкции литой заготовки за
счет создания плавных переходов между разностенными сечениями
и использования технологических приемов.
3. Раковины газовые. Подповерхностные полости в теле отливки с выходом
на поверхность. Раковины групповые в виде сыпи, могут быть одиночные
Повышенное газовыделение из литейной формы при контакте с жидким металлом	Нарушения режимов прокалки литейных форм по температуре, времени, недостаточно окислительная атмосфера в прокалочных печах. Неполное удаление модельной массы: а) нарушение технологии удаления модельной массы; б) неправильная установка или недостаточное количество промывников. Зольность модельной массы. Поверхностные раковины в первом слое керамики. Неполное окисление карбида кремния - связующего стержней. Неудачно сконструированная литниковая система, препятствующая выходу газов
229
И. Оксидные плены. Наличие оксидных плен металла на поверхности и внутри отливки в
сопровождении скоплений нитридов
Неметаллические включения в металле Некачественная шихтовая заготовка.
Нарушение технологии при переплаве
шихтовой заготовки для литья лопаток:
а) превышение допустимой нормы
натекания плавильных установок;
б)	недостаточная глубина вакуума при
плавке или разгерметизация установки
в процессе плавки;
в)	неполная очистка металла от плен
при плавке, недостаточные температура
и время выдержки расплава для
удаления плен;
г)	неудовлетворительное состояние
плавильного тигля
Помимо металлургических дефектов литых заготовок лопаток, приведен-
ных в классификации, в работе литейных цехов возникают дефекты лопа-
ток, связанные только с технологией изготовления и материалами литейных
форм: повышенная шероховатость поверхности лопаток, наличие химичес-
кого или механического пригара, залив металла в трещины оболочки, «раз-
дувание» отливки из-за деформации оболочки и др. Их можно выявить при
визуальном контроле. Причины появления подобных дефектов описаны в
разделе настоящей монографии, посвященном технологии изготовления ли-
тейных форм.
В работе литейных цехов выявить грубые дефекты заготовок лопаток при
визуальном и рентгеновском контроле и установить причины их образова-
ния, как правило, нетрудно. Определить природу дефектов литых лопаток,
выявляемых капиллярными методами контроля, и установить достоверную
причину образования дефектов в отдельных случаях — задача весьма непро-
стая. Это связано прежде всего с малыми размерами дефектов и разнообра-
зием причин их возникновения.
По внешнему виду дефекты, выявляемые при капиллярных методах кон-
троля, делят на штриховые, точечные одиночные, когда расстояние между
дефектами более 20 диаметров дефекта, и точечные кучные. Допустимые
размеры каждого вида свечений люминофора, число их и расположение в
той или иной зоне лопатки лимитируются отраслевым стандартом или нор-
мами технических условий на конкретную конструкцию лопатки. Повы-
шенная дефектность лопаток (по результатам капиллярного контроля) обус-
ловлена кинетикой процессов, происходящих в случае нарушения сплош-
ности кристаллизующегося металла. В частности, нарушение сплошности
металла, связанное с газовыделением при контакте металла с керамикой
литейной формы, сопровождается формированием дефектов усадочного
характера (газоусадочных пор), формированием неметаллических включе-
ний (плен), которые в свою очередь провоцируют возникновение микро-
надрывов в структуре металла при появлении усадочных напряжений в
отливке. Неметаллические включения в металле в виде оксидных плен или
тугоплавких нитридов вызывают нарушение направленного (по теплоотво-
ду) роста дендритов и провоцируют образование микроусадочной рыхлоты.
230
Дефекты засорного характера сопровождаются усадочными дефектами из-
за местного разогрева в микрообъеме металла и низкой теплопроводности
материала засорного включения.
Микронарушения сплошности металла на поверхности отливок вследствие
непрерывности процесса кристаллизации продолжают развиваться в глубину
стенки отливки. Достоверно определить по внешнему виду (интенсивности
свечения люминофора) глубину дефекта, выявленного капиллярным спосо-
бом контроля, не представляется возможным. По технологии производства
лопаток зачистка поверхностных дефектов в пределах допуска на отклоне-
ние по размерам (до 0,3 мм) выполняется специальными войлочными круга-
ми, накатанными абразивным зерном, с последующим капиллярным контро-
лем (рис. 4.21). К сожалению, эта дополнительная операция не всегда обес-
печивает ликвидацию дефектов, так как глубина их в отдельных случаях
может быть и существенно больше. Особенно трудноисправимыми являются
штриховые дефекты (плены) и точечные кучные дефекты.
Для установления природы и причин возникновения поверхностных де-
фектов литых заготовок лопаток используются в случае необходимости все
существующие методы металлографического анализа: оптическая и растро-
вая микроскопия, рентгеноструктурный анализ на установках типа «Коме-
баке». Металловедческое исследование должно опираться на анализ техноло-
гического процесса отливки лопаток и фактическое его исполнение.
Приведенные на рис 4.21 дефекты литой заготовки являются газоусадоч-
ными раковинами, возникшими из-за газовыделения на границе контакта
жидкого металла с керамикой литейной формы. Причины газовыделения -
неполное удаление модельной массы из полости литейной формы при вы-
тапливании моделей и прокалке литейной формы.
Рис, 4,21, Поверхностные дефекты газоусадочного характера:
а, б — поверхности лопатки в зоне обнаруженных дефектов, снятые на растровом микро-
скопе (х 100); в — внешний вид дефекта, сфотографированный на оптическом микроскопе
с поперечного шлифа (х 100)
231
a — внешний вид дефекта, сфотографированный на оптическом микроскопе с поперечного
шлифа, сделанного перпендикулярно дефекту; б (х 50), в (х 300) — растровые фотографии
излома лопатки по дефекту
Рис» 4.23. Дефекты лопатки (плены, скоп-
ления нитридов), выявленные при ЛЮМ-
контроле:
а(х 500) — растровая фотография поверх-
ности пера лопатки в зоне свечения лю-
минофора; б (х 100), в (х 250) — фотогра-
фии дефекта, сделанные на оптическом
микроскопе с поперечного шлифа
232
Из-за недостаточного питания локальной зоны отливки возникают дефек-
ты усадочного характера (рис. 4.22). Они провоцируют образование микро-
надрывов в стенке лопатки, связаны с нарушениями технологических пара-
метров заливки лопаток. При систематическом браке лопаток по усадочным
дефектам необходима оптимизация литниковой системы.
На рис. 4.23,а приведена растровая фотография поверхности пера лопат-
ки в зоне свечения люминофора при ЛЮМ-1 ОВ-контроле. Характер явле-
ния — множество ярких свечений, преимущественно точечных, с отдельны-
ми штриховыми дефектами по всей поверхности пера. Характер свечения на-
поминает «звездное небо». На рис. 4.23, б,в приведены фотографии дефекта,
сделанные на оптическом микроскопе с поперечного шлифа. Дефекты пред-
ставляют собой плену, отмечается скопление нитридов, поры газоусадочного
характера. Причина дефекта — некачественная шихтовая заготовка завода-
Рис. 4.24. Дефект — засор от эрозии тигля:
а — внешний вид дефекта на поперечном шлифе (х 100); б (Ti), в (Сг), г (А1) — концен-
трационное распределение элементов Ti, Сг, А1 в зоне дефекта (х 800)
233
поставщика, что подтверждается наличием скоплений нитридов в шихтовой
заготовке.
На рис. 4.24, а приведена фотография дефекта, отснятая на оптическом
микроскопе с поперечного шлифа в зоне выделения люминофора. По внеш-
нему виду дефект засорного происхождения. Методом микрорентгеноспект-
рального анализа на установке «Комебакс» (рис. 4.24, б,в,г) установлено пре-
имущественное содержание титана, хрома, алюминия, являющихся легирую-
щими элементами сплава. Это указывает на то, что засор связан с эрозией
тигля и попадает в полость литейной формы с потоком металла при оплав-
лении гарнисажа на носке тигля во время заливки литейных форм.
Приведенные примеры дефектов литых заготовок лопаток, выявляемых
капиллярными методами контроля, не могут исчерпать всех возможных слу-
чаев, встречающихся в работе литейных цехов, но, на наш взгляд, дают пред-
ставление о методике проведения исследований для установления природы
дефектов отливок.
Глава 5
ПРОЦЕСС ПОВЕРХНОСТНОГО
МОДИФИЦИРОВАНИЯ ЖАРОПРОЧНЫХ СПЛАВОВ -
ЭФФЕКТИВНЫЙ ИНСТРУМЕНТ ФОРМИРОВАНИЯ
ОПТИМАЛЬНОЙ СТРУКТУРЫ в литых
ЛОПАТКАХ ГТ Д'
1.	Теоретические основы процесса измельчения литой струк-
туры с помощью поверхностного модифицирования
2.	Технология поверхностного модифицирования при литье
лопаток
3.	Структура и свойства жаропрочных сплавов при литье с
поверхностным модифицированием
1. Теоретические основы процесса измельчения литой структуры
с помощью поверхностного модифицирования
Основные свойства жаропрочных сплавов (прочность, пластичность, сопро-
тивление усталости и др.), определяющие работоспособность материала в
эксплуатации, являются структурно-чувствительными характеристиками. Под
структурой жаропрочных сплавов следует понимать фазовый состав, размер
макрозерен, ориентировку и строение границ зерен, размеры и морфологию
первичных (кристаллизационных) и вторичных фазовых составляющих, сте-
пень ликвационной неоднородности.
В практике работы с деформируемыми жаропрочными сплавами широко
используются различные приемы оптимизации структуры. При деформации и
последующей термической обработке в металле протекают процессы гомоге-
низации, дробления дендритов, первичных зерен и первичных структурных
составляющих, рекристаллизация с образованием новых зерен, т.е. структура
жаропрочного сплава становится вторичной — деформационной. Это позво-
ляет, подбирая режимы деформации и термической обработки, оптимизиро-
вать структуру сплавов, определяя направленность текстуры, размер зерна,
дисперсность упрочняющих фаз.
Структура литейных жаропрочных сплавов формируется в процессе крис-
таллизации, термическая обработка позволяет лишь оптимизировать структу-
1 © совместно с канд. техн, наук В.Г. Чубаровым.
235
ру вторичных фаз. Для литейных сплавов предельной жаропрочности
ВЖЛ12У, ЖС6У, в структуре которых имеется свыше 50 % упрочняющих
вторичных фаз, воздействие на структуру методами термической обработки
малоэффективно, в то же время первичная (кристаллизационная) структура
во многом определяет свойства сплавов.
Совершенствование технологии литья лопаток с равноосной структурой
позволяет стабилизировать теплофизические параметры кристаллизации, обес-
печивает стабилизацию структуры отливок и является предпосылкой для раз-
работки методов регламентирования литой структуры при равноосной крис-
таллизации.
Параметрами, контролирующими процесс кристаллизации, а, следователь-
но, и особенности формирующейся первичной структуры, являются число
центров кристаллизации и скорость роста. Регламентация структуры металла
при литье методом НК связана с регламентацией и оптимизацией скорости
роста кристаллов. При литье лопаток с равноосной структурой, из-за скоро-
течности процесса кристаллизации, регулирование скорости роста дендритов
затруднительно, поэтому усилия исследователей сконцентрированы на разра-
ботке технологических процессов, обеспечивающих создание в расплаве до-
полнительных центров кристаллизации. При определенных условиях такими
центрами могут быть частицы тугоплавких металлов или соединений нитри-
дов, карбидов, боридов либо вводимых в расплав дополнительно, либо син-
тезируемых непосредственно в расплаве.
В отечественной практике используется технологический процесс модифи-
цирования жаропрочных сплавов азотом посредством введения в расплав азо-
тированного хрома. Возникающие непосредственно в расплаве тугоплавкие
нитриды образуют дополнительные центры кристаллизации, что обеспечивает
измельчение литой структуры металла. Недостатком этого метода является
накопление в металле элементов-модификаторов при использовании литей-
ного возврата, что увеличивает количество неметаллических включений в
металле и снижает работоспособность лопаток, ведет к повышенному браку
лопаток по поверхностным дефектам.
Этого недостатка лишен технологический процесс поверхностного модифи-
цирования. Физический смысл процесса заключается в создании на поверх-
ности литейной формы кристаллических соединений с кристаллографической
структурой, близкой к структуре заливаемого металла. Такие соединения со-
гласно принципу размерного и структурного соответствия являются зародышами
кристаллизации расплава. Они имеют ГЦК решетку, являются соединениями
атомов переходных металлов — железа, никеля, кобальта — с оксидами алюми-
ния и кремния. В промышленности нашли применение технологические про-
цессы поверхностного модифицирования с использованием в качестве моди-
фикатора алюмината кобальта СоО-А12О3, различных растворимых в воде и
спирте солей кобальта (азотнокислого, хлористого, уксуснокислого).
Анализ литературных и патентных* источников показывает, что нет еди-
ной точки зрения на механизм поверхностного модифицирования. Некото-
*Пат. 987.060 Великобритания. Кл. ВЗР. 15.04.63. - 1965.
Пат. 1.011.174 Великобритания. Кл. ВЗР. — 1965.
236
рые авторы считают, что инициатором процесса образования стабильных за-
родышей кристаллизации является металлический кобальт, который восста-
навливается из оксида кобальта (II) при его взаимодействии с расплавом жа-
ропрочных сплавов. Другие высказывают предположение, что введение моди-
фикатора в материал литейной формы приводит к изменению его
теплофизических характеристик, росту интенсивности теплоотвода и, как
следствие, увеличению скорости образования зародышей. Однако эти сужде-
ния противоречат практическому опыту. При восстановлении оксида кобаль-
та (II) до чистого кобальта по реакции СоО + С = Со + СОТ с выделением
газа неизбежны поверхностные дефекты отливок, а существенное изменение
теплофизических свойств керамики при введении 5—7 % модификатора про-
сто маловероятно.
Все промышленные сплавы кристаллизуются гетерогенно при небольших
степенях переохлаждения. Высота энергетического барьера зародышеобразо-
вания в этом случае определяется по формуле Фольмера:
Д(?к(гет.) = Д<7к(гом.) f <в>>
где /(0) = 1/4(2 + cos0)(l — cos©)2 — функция краевого угла смачивания 0.
Отсюда следует, что чем меньше краевой угол смачивания сплавом подложки
(формы), тем меньше энергетический барьер. Следовательно, энергетические
характеристики поверхности раздела материал литейной формы—расплав ока-
зывают определяющее влияние на образование зародышей, т.е. высоту энер-
гетического барьера. Уменьшение угла смачивания приводит к увеличе-
нию вероятности образования стабильных зародышей кристаллизации и, как
следствие, к росту их числа.
В целях изучения изменений энергетических характеристик поверхности
при введении модификатора определены термодинамические свойства: рав-
новесный краевой угол смачивания 0 и кинетика растекания сплава ЖС6У
по материалу формы.
Модификатор вводили на поверхность литейной формы по следующим
вариантам:
—	введение порошка оксидов кобальта (СоО; Со2О3; Со3О4) или готового
алюманата кобальта в состав керамической суспензии на основе электроко-
рунда (вариант № 1);
—	пропитка готовой электрокорундовой керамики солевыми растворами
хлористого или азотнокислого кобальта (вариант № 2).
Технология нанесения модификатора предусматривала прокалку подложек
и для оксидов кобальта, и его солей при температуре выше 1100°С. При всех
вариантах введения модификатора на поверхности литейной формы после
прокалки, по данным рентгеноспектрального анализа, образуется одно веще-
ство — алюминат кобальта. Однако в зависимости от метода введения и ис-
ходного состояния модификатора наблюдаются различия в степени одно-
родности его распределения на поверхности.
Характер смачивания материала различных керамических подложек (элек-
трокорунда и электрокорунда с добавками алюмината кобальта) сплавом
ЖС6У при температуре 1470°С показан на рис. 5.1. Кинетику изменения
237
Рис. 5.1. Характер смачивания сплавом ЖС6У керамических подложек из электрокорунда
(я) и электрокорунда с алюминатом кобальта (б)
видимого краевого угла смачивания во времени при Т = 1370°С иллюстри-
рует рис. 5.2. Характерной особенностью полученных данных является
уменьшение времени установления равновесного краевого угла и улучшение
смачивания поверхности литейной формы расплавом ЖС6У при введении в
керамику литейной формы алюмината кобальта. Физическая основа этого яв-
ления состоит в том, что кристаллическая решетка алюмината кобальта
структурно подобна кристаллической решетке жаропрочных сплавов на ни-
келевой основе: ГЦК с параметром элементарной ячейки ~8А и ~4А со-
ответственно.
Улучшение процесса растекания и смачивания сплавом материала формы,
полученного по второму варианту, как показали результаты микрорентгенос-
пектрального анализа на аппарате «Комебакс», обусловлено более однород-
ным распределением алюмината кобальта (рис. 5.3). За критерий однородно-
сти распределения алюмината кобальта в керамике была принята частота
спектральных линий кобальта. Коэффициент однородности распределения
модификатора по поверхности формы при вве-
дении модификатора по второму варианту при-
мерно в два раза выше, чем в случае введения
его по первому варианту. Активность алюмината
Рис. 5.2. Изменение видимого краевого угла смачивания
сплавом ЖС6У керамических подложек во времени:
х - А12О3; а - А12О3 + СоА12О4 (вариант 1);
•- А12О3 + СоА12О4 (вариант 2)
238
Рис. 5.3. Распределение алюмината кобальта в керамике в зависимости от метода его вве-
дения (х 500): а, б — варианты 1 и 2
кобальта, синтезированного на поверхности формы путем пропитки ее спир-
товым раствором азотнокислого Co(NO3)2 • 6Н2О или хлористого кобальта
(СоС12 • 6Н2О) с последующей тепловой обработкой, выше активности алю-
мината кобальта, изготовленного в результате предварительного спекания
микропорошков электрокорунда с оксидом кобальта. Это обусловлено нали-
чием высокоактивной, сильно развитой и химически чистой поверхности мо-
дификатора, так как реакция образования алюмината кобальта протекает на
молекулярном уровне.
Полученные данные о равновесных углах смачивания сплавом не позволя-
ют провести расчеты изменения работы гетерогенного образования зароды-
шей в процессе кристаллизации, однако позволяют оценить изменения соот-
ношения работы гетерогенного зародышеобразования (ИИет) на границе
сплав—форма к работе гомогенного образования (^гом)- Детальные оценки
можно получить на основе известной формулы Фольмера:
JV
= 0,5 — 0,75 cos 0 + 0,25 cos30.
^гом.
Исходя из этой формулы работа гетерогенного зарождения твердой фазы
меньше работы гомогенного зарождения в силу необходимости меньших сте-
пеней переохлаждения. Например, при переходе от электрокорунда к алюми-
нату кобальта, введенному в керамику формы по второму варианту, отноше-
ние ^reT/HKr0M уменьшается в 1,6 раза при 1370°С.
Представленные экспериментальные данные достаточно убедительно пока-
зывают, что эффект поверхностного модифицирования алюминатом кобальта
обусловлен существенным увеличением скорости образования центров крис-
таллизации в результате уменьшения работы гетерогенного зародышеобразо-
вания. Следует отметить, что скорость образования зародышей для конкрет-
ного катализатора процесса кристаллизации зависит от суммарной площади
частиц модификатора на подложке кристаллизации и однородности их рас-
пределения. Эти величины определяются состоянием и методом введения
алюмината кобальта.
Представленные закономерности изменения граничных характеристик кон-
такта металл—керамическая форма при введении на поверхность формы мо-
239
дификатора позволяют сформулировать следующие основные факторы, опре-
деляющие эффективность технологического процесса поверхностного моди-
фицирования:
—	полнота синтеза алюмината кобальта на поверхности литейной формы;
—	количество модификатора и гранулометрический состав;
—	температурно-временные параметры заливки литейных форм и кристал-
лизации отливок, на что указывают различия в скорости растекания металла
по поверхности подложки с модификатором, оцениваемые по времени уста-
новления равновесного краевого угла смачивания.
2. Технология поверхностного модифицирования
при литье лопаток
Получение алюмината кобальта требуемого химического
и гранулометрического состава
Алюминат кобальта образуется в результате реакции СоО + А12О3 -»
СоА12О4, проходящей в твердом состоянии в интервале температур 1100—
1500°С. Фазовые превращения, протекающие при нагреве смеси порошков
оксида кобальта и оксида алюминия, описываются диаграммой состояния
СоО—А12О3 (рис. 5.4). Ширина области твердых растворов почти не зави-
сит от температуры, а химический состав определяется отношением
СоО:А12О3. Оптимальные значения этого отношения, температуры и вре-
мени синтеза определяли на основании диаграммы состояния СоО—А12О3
при условии, чтобы содержание несвязанного оксида кобальта в модифи-
каторе не превышало 1,5 %. Ограничение по свободному оксиду кобальта
в 1,5 % установлено экспериментально на основании оценки качества по-
верхности отливок (рис. 5.5). Повышенное содержание в модификаторе не-
СоО:А12О3
Со, % (масс.)
Рис. 5.4. Диаграмма состояния СоО—А12О3
Рис. 5.5. Зависимость числа точечных дефектов литой поверхности от содержания несвя-
занного оксида кобальта в алюминате кобальта
240
связанногр оксида кобальта может быть причиной брака отливок по по-
верхностным дефектам, которые образуются вследствие окислительно-вос-
становительных реакций на поверхности раздела расплав-форма между ок-
сидом кобальта и легирующими элементами, в частности углеродом, алю-
минием, титаном, имеющими более высокое сродство к кислороду, чем
кобальт.
Для получения алюмината кобальта оптимального химического состава
синтез модификатора целесообразно, вести в избыточной области А12О3 диаг-
раммы состояния СоО—А12О3 при отношении СоО: А12О3, равном 0,6-0,7, и
температуре выше 1100°С. Это вызвано тем, что алюминат кобальта хорошо
растворяет оксид алюминия, но не растворяет оксид кобальта, который мо-
жет находиться в модификаторе в свободном состоянии. Зависимость про-
центного содержания свободного кобальта в модификаторе от времени син-
теза при различных температурах при отношении СоО: А12О3 = 0,7 представ-
лена на рис. 5.6.
Эффективность и стабильность измельчения литой структуры зависит от
гранулометрического состава модификатора. С увеличением удельной
поверхности алюмината кобальта растет суммарная площадь подложки и,
как следствие, возрастает эффективность процесса модифицирования. С
учетом исходного состояния оксида алюминия, применяемого для получе-
ния модификатора, продолжительности помола и массы мелющих тел, раз-
работаны технологические схемы получения алюмината кобальта различ-
ного гранулометрического состава. Зависимость удельной поверхности алю-
мината кобальта от времени измельчения и числа мелющих тел
представлена на рис. 5.7.
Измельчение модификатора осуществляли в барабане, загрузку проводили
из расчета 2/3 его объема при следующих соотношениях: материал:мелющие
шары — 1 : 2 и 1 : 3.
Рис. 5.6. Влияние времени синтеза на химический состав алюмината кобальта при темпе-
ратуре, °C: 1 - 1350; 2 - 1200; 3 - 1100
Рис. 5.7. Зависимость удельной поверхности алюмината кобальта от продолжительности
измельчения. Материал: шары = 1:3 (7) и 1:2 (2)
241
Приготовление керамической суспензии с алюминатом кобальта
и формирование эффективного модифицирующего слоя
на поверхности литейной формы
Эффективность и стабильность модифицирования структуры литейных
жаропрочных сплавов при введении алюмината кобальта в состав керами-
ческой суспензии для первого облицовочного слоя зависят от удельной по-
верхности модификатора и его процентного содержания в составе суспен-
зии. Критерием оценки оптимальных значений удельной поверхности моди-
фикатора и его процентного содержания в зависимости от материала
огнеупорного наполнителя суспензии является средний размер макрозерна и
однородность макроструктуры. Для получения однородной мелкозернистой
макроструктуры в отливках из жаропрочных сплавов целесообразно приме-
нять алюминат кобальта с несколько большей удельной поверхностью, чем у
наполнителя керамической суспензии, так как мелкодисперсные частицы
алюмината кобальта распределяются по поверхности более крупных частиц
огнеупорного наполнителя. При этом создается активная модифицирующая
поверхность, и расплав контактирует с частицами алюмината кобальта. В
противном случае более крупные частицы алюмината кобальта экранируют-
Рис. 5.8. Влияние удельной поверхности алюмината кобальта на эффективность модифи-
цирования при различных огнеупорных наполнителях:
 - дистен-силлиманит; • - циркон; А - электрокорунд
Рис. 5.9. Зависимость размера макрозерна от содержания алюмината кобальта СоА12О4 в
керамической суспензии:
 - дистен-силлиманит; • — циркон; а — электроксрунд
242
ся мелкими частицами огнеупорного наполнителя и расплав контактирует не
с модификатором, а с огнеупорным наполнителем, в результате существенно
снижается эффективность модифицирования.
Размер макрозерна d зависит от удельной поверхности алюмината ко-
бальта S и различных огнеупорных наполнителей керамических суспензий
(рис. 5.8). Требуемый размер зерна, необходимая степень однородности
макроструктуры достигаются путем подбора удельной поверхности моди-
фикатора с учетом удельной поверхности наполнителя суспензии. Так, для
получения однородной мелкозернистой макроструктуры с размером зерна
0,5—1,0 мм в случае применения в качестве наполнителей суспензии мик-
ропорошков электрокорунда с удельной поверхностью 3500—4000 см2/г или
цирконового концентрата с удельной поверхностью 1500—1600 см2/г следу-
ет вводить алюминат кобальта с удельной поверхностью 6000—8000 см2/г, а
при использовании дистенсиллиманитового концентрата с удельной повер-
хностью 5000—7000 см2/г удельная поверхность модификатора должна со-
ставлять 8000—12000 см2/г.
Существенное влияние на размер зерна и однородность макроструктуры,
наряду с удельной поверхностью модификатора, оказывает его процентное
содержание в керамической суспензии (рис. 5.9). На основании полученной
зависимости установлено, что оптимальное содержание алюмината кобальта
СоА12О4 в суспензиях с различными огнеупорными наполнителями (элект-
рокорунд, циркон, дистенсиллиманит) при постоянном отношении удельных
поверхностей модификатора и наполнителя составляет 10—13 % (масс.).
Технологические параметры заливки литейных форм
Из литейной практики известно, что технологические параметры залив-
ки литейных форм (температура металла и температура литейной формы,
скорость заливки, тип литниковой системы), характеризуя температурные
параметры системы металл—форма к моменту охлаждения расплава до тем-
пературы ликвидуса сплава, существенно влияют на процесс возникнове-
ния центров кристаллизации в локальных объемах отливки и скорость их
роста, и определяют в конечном счете макроструктуру металла отливки
(рис. 5.10).
Уменьшение температуры литейной формы и величины перегрева распла-
ва над температурой ликвидуса повышает однородность макроструктуры. Это
объясняется тем, что при увеличении перегрева металла повышается уровень
энергии, вводимой в расплав. В результате возрастает диффузионная подвиж-
ность атомов, увеличивается скорость растворения потенциальных центров
кристаллизации, созданных на поверхности литейной формы за счет введе-
ния алюмината кобальта, и уменьшается число стабильных зародышей крис-
таллизации. Для конкретных жаропрочных сплавов в зависимости от интер-
вала кристаллизации при литье лопаток ГТД определенных конструкций при
применении процесса поверхностного модифицирования необходимо опреде-
лять минимально возможные значения перегрева металла и температуру ли-
тейной формы, обеспечивающие хорошую заполняемость формы и получе-
ние качественной плотной отливки.
243
Рис, 5.10. Макроструктура металла лопаток, отлитых с поверхностным модифицированием
при Тф = 950°С и Тмет = 1480 (а), 1540 (б) и 1600°С (в)
Результаты исследований кинетики растекания сплава ЖС6У по материа-
лу формы во времени до установления равновесного краевого угла смачива-
ния, приведенные выше, указывают на зависимость скорости зарождения
центров кристаллизации от таких технологических параметров, как скорость
заполнения формы металлом и продолжительность выдержки залитого блока
под вакуумом. В качестве примера влияния этих технологических факторов
на макроструктуру металла лопатки можно привести опыт освоения техно-
логии литья серийной лопатки, когда, наряду с лопатками, удовлетворяю-
щими требованиям эталона на макроструктуру, получали лопатки, имеющие
ярко выраженную крупнозернистую зону в районе перехода от полки замка
к перу, длина этой зоны изменялась на отдельных лопатках от 15 до 30 мм
(рис. 5.11).
Рис. 5.11. Макроструктура лопаток I ступени
244
Рис. 5.12. Кинетика заполне-
ния отдельных частей формы
лопаток I ступени (темпера-
тура металла — 1480°С, тем-
пература литейной формы —
ПОО’С)
В целях повышения стабильности процесса модифицирования была про-
ведена корректировка параметров плавки и заливки: массовой скорости за-
полнения формы и продолжительности выдержки залитого блока под вакуу-
мом. Для определения времени заполнения литейной формы лопаток, уста-
новления температурных полей и последовательности кристаллизации
отдельных частей лопатки проводили термометрирование. Конструкция ли-
тейного блока и расположение термопар приведены на рис. 5.12.
При проведении термометрирования для увеличения разрешающей способ-
ности прибора КСП-4 по времени начальной стадии кристаллизации лопаток
скорость протяжки ленты была увеличена с 2 до 15 мм/с. При такой скоро-
сти разрешающая способность по времени становится равной ± 0,05 с и
позволяет полностью проследить движение фронта металла при заполнении
им формы. Так как реакция термопары происходит в момент прохождения
жидким металлом ее спая, то интервалы между этими моментами для точек
7, 2, 3, 4 определяют время, требуемое для прохождения фронтом металла
расстояний между этими точками. Из анализа термограммы (рис. 5.12) следу-
Рис. 5.13. Макроструктура лопаток I ступени при скорости заливки 10 с (а) и 3 с (б)
245
Рис. 5.14. Зависимость температуры метал-
ла от продолжительности кристаллизации
блока лопаток (7, 2, 3, 4 - термопары, см.
рис. 5.12)
ет, что заполнение металлом лйтниковой системы и замка лопаток происхо-
дит примерно за 0,3 с. Вертикальная скорость движения фронта металла при
этом составляет около 200 мм/с. На границе перехода замок-перо течение
металла резко замедляется вследствие большого местного гидравлического со-
противления, обусловленного конструктивными особенностями лопатки (рез-
кий перепад по толщинам стенок с 15—20 до 1,5—2 мм). Время заполнения
формы расплавом от границы перо—замок до середины пера — 1,7 с. Верти-
кальная скорость движения металла уменьшается на порядок и составляет ~
20 мм/с. Полное время заполнения металлом литейной формы при данной
конструкции литниковой системы около 3,0 ± 0,5 с. Таким образом, макси-
мальная массовая скорость заполнения литейной формы при навеске металла
6 кг составляет ~ 2—3 кг/с при условии, что металл из тигля сливается за 3 с.
На рис. 5.13 представлена макроструктура лопаток, залитых за 10 и 3 с. Ло-
патка, залитая с массовой скоростью заполнения 2 кг/с, имеет однородную
мелкозернистую макроструктуру без переходной крупнозернистой зоны.
Как показали результаты термометрирования блока лопаток (рис. 5.14),
продолжительность охлаждения расплава с температуры заливки 1480°С до
температуры ликвидуса 1345°С (сплав ВЖЛ12У) для данной конструкции лит-
Продолжительность выдержки т, с
Рис. 5.15. Зависимость длины пере-
ходной крупнозернистой зоны L в
лопатке от продолжительности вы-
держки залитого блока под вакуумом
при различной массовой скорости v
слива металла, кг/с: 7 — 3; 2 — 1,5;
3 - 0,6
246
никовой системы в районе образования крупнозернистой переходной зоны
составляет 1—1,5 мин (термопара № 3, см. рис. 5.14). В то же время по су-
ществовавшей технологии заливки лопаток воздух в камеру вакуумной пла-
вильно-заливочной установки запускали сразу после заливки формы. Таким
образом, кристаллизация замка происходит на воздухе, что, по-видимому,
приводит к дезактивации части алюмината кобальта из-за изменения пара-
метров системы расплавленный металл—модификатор (т.е. изменения давле-
ния, наличия окисления, образования неметаллических включений на поверх-
ности алюмината кобальта). Для устранения крупнозернистой переходной
зоны в макроструктуре металла лопатки необходима выдержка залитого блока
под вакуумом (рис.5.15).
На основании проведенного исследования в литейном цехе на плавильно-
заливочных установках смонтированы реле времени на пуск воздуха в пла-
вильную камеру через 1,5 мин после заливки, в результате все заливаемые
блоки имеют одну и ту же выдержку под вакуумом, что позволяет стабили-
зировать макроструктуру в лопатках.
3. Структура и свойства жаропрочных сплавов
при литье с поверхностным модифицированием
Структура жаропрочных сплавов
Несмотря на то, что процесс поверхностного модифицирования широко
применяется в промышленности при литье деталей ГТД, в литературе суще-
ствуют различные оценки эффективности влияния этой технологии на свой-
ства жаропрочных сплавов и работоспособность литых деталей в эксплуата-
ции. Авторы [1,2] отмечают тенденцию к повышению длительной прочности
и повышение прочности и пластичности при кратковременном разрыве при
литье с поверхностным модифицированием сплава 713 LC, при этом диаметр
макрозерна составляет соответственно без модифицирования и с модифици-
рованием ~ 6 и 1,5 мм.
Многовековая практика литейщиков связывает качество отливки с мелко-
зернистой однородной макроструктурой, что характеризует локальные усло-
вия кристаллизации отдельных частей отливки и во многих случаях опреде-
ляет плотность металла отливки. В связи с этим некоторые авторы [3] счита-
ют процесс поверхностного модифицирования с последующим контролем
макроструктуры отливок эффективным инструментом управления всем техно-
логическим процессом литья.
Авторы провели сравнительное исследование тонкой структуры жаропроч-
ных сплавов с крупнозернистой макроструктурой, формирующейся при литье
в горячие формы в вакууме, и с мелкозернистой макроструктурой, формиру-
ющейся при литье с поверхностным модифицированием. Исследования про-
водили на металле литых образцов для испытаний на кратковременный раз-
рыв, длительную прочность, сопротивление усталости.
Макроструктура образцов сплава ЖС6У, отлитых с поверхностным мо-
дифицированием, — однородная, мелкозернистая, размер зерна составляет
247
0,1—1 мм, при литье без модифицирования — 4—10 мм (рис. 5.16). Макро-
структура продольных сечений образцов характеризуется тонким строени-
ем с вытянутыми от поверхности образца к центру зернами, при этом зер-
на развиты в направлении, перпендикулярном к поверхности отливки.
Рис. 5.16. Макроструктура продольных сечений образцов с поверхностным модифицирова-
нием (а) и без модифицирования (б)
248
Плотность зерен на единице площади для образцов с поверхностным мо-
дифицированием на порядок выше, чем в немодифицированном материа-
ле. Для модифицированного сплава ЖС6У каждое зерно представляет со-
бой дендрит с осью первого порядка, оси второго порядка развиты незна-
чительно. Немодифицированный материал обладает развитой дендритной
структурой с осями первого и второго порядка, причем оси второго поряд-
ка сильно развиты и сравнимы по величине с осями первого порядка.
Междендритные области в силу наличия осей второго порядка довольно
обширны и в 5—6 раз больше, чем ширина междендритных областей у
модифицированного материала (рис. 5.17). Формирование такого дендрит-
ного строения обусловлено тем, что при модифицировании в процессе
затвердевания отливки на поверхности формы находится большое количе-
ство готовых искусственных центров кристаллизации — частицы алюмина-
та кобальта. В результате зарождение и рост кристаллов происходят одно-
временно по всей поверхности отливки. Рост дендритов у модифицирован-
ного сплава идет преимущественно в направлении развития осей первого
порядка (т.е. в направлении, противоположном теплоотводу), а оси второ-
го порядка для своего развития не имеют пространства и вырождаются по
причине высокой плотности стабильных зародышей кристаллизации на
единице поверхности литейной формы.
Микроструктура материала в обоих случаях характерна для сплавов типа
ЖС: карбиды МеС, упрочняющая вторичная /-фаза (Ni3AlTi), эвтектика у-/.
Однако в силу уменьшения размера дендритной ячейки за счет увеличения
плотности осей первого порядка на единице площади все первичные струк-
турные составляющие (карбиды, эвтектика у—у'), выпадающие в интервале
температур между ликвидусом и солидусом, имеют более тонкое строение и
однородное распределение по сравнению с ^модифицированным материа-
лом (рис. 5.18).
Рис, 5,17, Дендритное строение сплава ЖС6У с поверхностным модифицированием (а) и
без модифицирования (б), х 100
249
Рис. 5.18. Микроструктура сплава ЖС6У (карбиды) с поверхностным модифицированием
(я) и без модифицирования (5), х 100
С учетом особенностей дендритного строения материала можно предполо-
жить, что уменьшение размера дендритной ячейки в сплаве ЖС6У с поверх-
ностным модифицированием должно привести к снижению уровня межденд-
ритной ликвации основных легирующих элементов.
Уровень и характер дендритной ликвации
Оценку дендритной ликвации в сплаве ЖС6У с различным состоянием
материала (поверхностное модифицирование, без модифицирования) выпол-
няли, сопоставляя среднестатистическое содержание элементов в осях денд-
ритов и в межосных участках. Коэффициенты ликвации определяли как на
поверхности, так и в сердцевине образца.
Установлено, что степень однородности распределения элементов в мате-
риале с поверхностным модифицированием существенно выше. Например,
коэффициент ликвации W, Ti, Nb в зависимости от места его определения
(поверхность или сердцевина) изменяется для материала с мелкозернистой
макроструктурой - от -1,47 до -1,62; от 1,2 до 1,4; от 1,44 до 1,55 соответ-
ственно, а для крупнозернистого материала — от —1,75 до —1,83; от 1,67 до
1,7; от 1,7 до 1,8 соответственно. Ликвация алюминия, кобальта, хрома для
исследованных состояний незначительна (Кл = 1,02-1,13).
Скорость диффузии, характер диффузионных потоков
и дефекты структуры
Важнейшей характеристикой, определяющей работоспособность жаропроч-
ных сплавов в условиях ползучести, является диффузионная подвижность. Из-
за большей искаженности кристаллической решетки на границах зерен диф-
фузионная подвижность атомов на них существенно выше, чем в теле зерен.
Разрушение жаропрочных сплавов в условиях ползучести происходит преиму-
щественно по границам зерен.
250
Наиболее распространенными видами разрушения литых лопаток ГТД в
эксплуатации являются разрушения материала от термической усталости и
ползучести, при этом разрушение литейных жаропрочных сплавов с равно-
осной структурой происходит избирательно по границам макрозерна. Карди-
нальное изменение макроструктуры металла лопаток при литье с поверхност-
ным модифицированием обусловило проведение сравнительного исследова-
ния скорости диффузии по границам зерен и характера диффузионных
потоков на образцах сплава ЖС6У с крупнозернистой и мелкозернистой мак-
роструктурами.
Проводили сравнительное авторадиографическое исследование [4] скоро-
сти диффузии атомов изотопа Ni63, характера диффузионных потоков и де-
фектов структуры в образцах из сплава ЖС6У с поверхностным модифици-
рованием и без него. Образцы вырезали в поперечном направлении оси об-
разца. Сопоставление коэффициентов диффузии для образцов сплава ЖС6У
показало, что скорость диффузии в материале с поверхностным модифици-
рованием в три раза меньше скорости диффузии в немодифицированном ме-
талле. Средние значения коэффициентов диффузии атомов Ni63, которые
получены по шести образцам для каждого состояния сплава ЖС6У при тем-
пературе отжига 900°С и продолжительности отжига 21 ч, составили:
С поверхностным модифицированием...... 1,42 • 10‘14
Без модифицирования...................5,05	• 10‘14
Анализ контактных авторадиограмм показал, что структура сплава ЖС6У
с крупным макрозерном состоит из большого числа поверхностей раздела,
обладающих повышенной диффузионной проницаемостью. Анализ контак-
Рис. 5.19, Контактная авторадиограмма отливки из сплава ЖС6У без поверхностного моди-
фицирования (а) и с модифицированием (б). х 50
251
Рис. 5.20. Авторадиограмма высокого разрешения отливки из сплава ЖС6У без поверхно-
стного модифицирования (я) и с модифицированием (б), х 200
тных авторадиограмм (рис. 5.19) по характеру диффузионных потоков и по-
чернения путей диффузии Ni63, свидетельствующей о концентрации диф-
фундирующего вещества, показывает, что сплав ЖС6У с крупным макро-
зерном имеет значительно большее число поверхностей раздела (границ
зерен), обладающих повышенной диффузионной проницаемостью. Струк-
тура границ зерен образцов сплава ЖС6У, отлитых с поверхностным мо-
дифицированием, более совершенна, наблюдается меньшая протяженность
границ с повышенной диффузионной проницаемостью и существенно
меньшей концентрацией диффундирующего вещества при прерывистых гра-
ницах диффузии.
Из анализа авторадиограммы высокого разрешения (рис. 5.20) следует, что
структура сплава ЖС6У с крупнозернистой макроструктурой имеет ярко вы-
раженный дендритный характер с осями первого, второго и.т.д. порядков.
Структура сплава ЖС6У с мелкозернистой макроструктурой характеризуется
наличием крупных блоков субзерен, граница которых отличается меньшей
диффузионной проницаемостью, чем границы между блоками. Такая струк-
тура металла при литье с поверхностным модифицированием связана, по-
видимому, с тем, что при кристаллизации металла от подложки, структурно
подобной кристаллографической структуре сплава, формируется большое ко-
личество зародышей кристаллизации на единице площади подложки, а их
преимущественный рост в направлении осей первого порядка способствует
формированию совершенных поверхностей раздела — границ зерен с малыми
углами разориентации. Благодаря более совершенному строению такие гра-
ницы диффузионно мало отличимы от тела зерен.
Подводя итог анализу особенностей формирования и состояния структуры
сплава ЖС6У при поверхностном модифицировании, можно сделать следую-
щие выводы.
1. Процесс поверхностного модифицирования сплава ЖС6У алюминатом
кобальта позволяет получать однородную мелкозернистую макроструктуру с
тонкодендритным строением при мелкодисперсном выделении первичных
структурных составляющих и высокой степени однородности распределения
легирующих элементов в объеме дендритной ячейки.
252
2. Сплав ЖС6У с поверхностным модифицированием обладает понижен-
ной (~ в 3 раза) по сравнению с металлом, полученным обычной равноосной
кристаллизацией, диффузионной проницаемостью. Это связано с состоянием
поверхностей раздела как в межосных областях дендритов, так и в межденд-
ритных пространствах.
Влияние поверхностного модифицирования на уровень
служебных характеристик сплавов
Зависимость предела выносливости от макрозерна при комнатной и ра-
бочей температурах исследовалась на сплаве ЖС6У, наиболее распространен-
ном на заводах отрасли при литье лопаток ГТД. Оптимальный размер зерна,
обеспечивающий максимальный прирост предела выносливости, определяли
на образцах сплава ЖС6У с зерном размером 4—7, 1—2 и 0,1—0,2 мм. Тре-
буемого размера макрозерна в материале достигали, варьируя основные тех-
нологические параметры поверхностного модифицирования (процентное со-
держание модификатора, его гранулометрический состав, температуру зали-
ваемого металла и литейной формы). Из результатов испытаний (рис. 5.21)
следует, что предел выносливости сплава ЖС6У при указанных размерах
зерна соответственно равен при температуре 20°С: 140—160; 200-220 и 260—
280 МПа, а при 900°С: 290-300; 330-340 и 360-370 МПа на базе (Л) 2 • 107
циклов. Таким образом, максимальный выигрыш по пределу выносливости
при 20 и 900°С для сплава ЖС6У обеспечивает макроструктура с мелким
зерном 0,1-0,2 мм.
Сравнительный фрактографический анализ усталостных изломов образцов
сплава ЖС6У показал, что для обоих исследуемых состояний материала в
большинстве случаев очаг разрушения располагается либо у поверхности об-
Рис. 5.21. Влияние размера зерна на выносливость сплава ЖС6У при Тисп = 20 (а) и 900°С
(б). Размер зерна, мм: 1 — 0,1-0,2; -2 — 1-2; 3 — 4-7
253
разца, либо на расстоянии от 0,5 до 1,5 мм от нее. Место возникновения
начального разрушения находится, как правило, на границе наиболее круп-
ного в рабочем сечении образца зерна.
В изломах образцов присутствуют вязкие и хрупкие составляющие. Пло-
щадь, занятая хрупкими участками в изломах, тем больше, чем ниже пласти-
ческие и вязкостные характеристики металла образца. Максимальное число
хрупких участков — на изломах образцов сплава ЖС6У без модифицирова-
ния, для модифицированного состояния сплава характерно наличие в зоне
усталости пластичных микрополос (рис. 5.22).
Зона долома образца с мелкозернистой макроструктурой имеет вязкий
характер (рис. 5.22), а для крупнозернистой структуры — ярко выраженный
внутрикристаллический скол. По нашему мнению, положительное влияние
мелкозернистой макроструктуры в поверхностном слое на выносливость свя-
зано с более совершенной структурой металла на границах зерен и в локаль-
ных объемах стыка зерен, являющихся концентраторами напряжений при
знакопеременных нагружениях.
Повышение предела выносливости на 30—40 % по напряжениям при из-
мельчении макроструктуры литого металла посредством поверхностного мо-
дифицирования характерно и для других жаропрочных сплавов (рис. 5.23).
Влияние поверхностного модифицирования на уровень и стабильность
других основных служебных характеристик, также характеризующих работо-
способность лопаток ГТД: кратковременные свойства при 20, 900 и 975°С,
жаропрочность, термостойкость, — исследовали на сплаве ЖС6У с оптималь-
ным размером зерна (0,1—0,2 мм). Для оценки эффективности влияния по-
верхностного модифицирования на уменьшение разброса и повышение уров-
ня механических свойств применяли общепринятые характеристики рассеи-
вания (среднее значение х; дисперсия з2; среднее квадратичное отклонение
5; коэффициент вариации и). Выборочные статистические характеристики рас-
сеивания механических свойств сплава ЖС6У с поверхностным модифициро-
ванием и без модифицирования по результатам испытаний партии из л об-
разцов вычисляли по формулам:
п
_	,?1Х/ 
Поверхностное модифицирование сплава ЖС6У позволило повысить при
20 и 900°С соответственно: пластичность — с 3,6 до 5,2 % и с 4,0 до 5,6 %;
предел прочности — с 1010 до ИЗО МПа и с 827 до 898 МПа; предел теку-
чести — с 936 до 1000 МПа и с 783 до 820 МПа, При этом коэффициент
вариации предела прочности и предела текучести в 1,5—3,5 раза ниже для
254
Рис. 5.22. Фрактограммы усталостных изломов образцов сплава ЖС6У с поверхностным
модифицированием (а) и без модифицирования (б). Т — 900°С. х 500
материала с поверхностным модифицированием, чем для сплава ЖС6У без
модифицирования. Рассеивание экспериментальных данных по пластичнос-
ти также меньше у сплава ЖС6У с мелкозернистой макроструктурой (коэф-
фициент вариации пластичности при 20°С для мелкозернистой и крупнозер-
нистой структуры соответственно равен 0,1818 и 0,222). В табл. 5.1 пред-
ставлены результаты испытаний сплава ЖС6У на длительную прочность
путем оценки времени до разрушения при Т = 975°С и ор=230 МПа.
Как следует из результатов, представленных в табл. 5.1, поверхностное
модифицирование сплава ЖС6У стабилизировало значения долговечности
материала при испытаниях на длительную прочность на более высоком
уровне: 95 вместо 62 ч. По нашему мнению, этот эффект связан с измене-
на и а 5.1. Влияние поверхностного модифицирования на длительную прочность сплава
ЖС6У
Состояние материала	т, ч	8, %	М/, %
Поверхностное	102-00	6,6	6,7
модифицирование	95-00	6,6	7,2
	94-15	5,0	3,6
	98-00	6,4	7,2
	78-00	5,0	4,0
	100-15	6,6	4,3
	т = 95-00	5 = 6,0	\]7 = 5,5
Без модифицирования	70-00	4,6	5,6
	32-45	2,0	3,6
	66-00	4,3	4,5
	41-25	2,3	4,5
	86-00	3,5	7,0
	75-15	4,0	5,4
	т = 62-00	5 = 3,1	у = 5,1
255
Рис. 5.23. Влияние состояния материала на выносливость сплава ЖС6У (а), ЖС6-Ф (б),
ВХ4-Л (в) и ВЖЛ18 (г) при Т = 20°С:
1 — без модифицирования; 2 — поверхностное модифицирование
нием диффузионных констант на границах зерен, являющихся одним из
основных факторов, определяющих живучесть и темп разупрочнения мате-
риала.
Влияние поверхностного модифицирования на термостойкость сплава
ЖС6У определяли путем испытания полых клиновидных образцов со стен-
кой толщиной 1 мм, радиус испытуемой кромки, имитирующей выходную
кромку лопатки, составлял 0,7 мм. Термостойкость оценивали по наибольше-
му числу циклов N до образования первой трещины в условиях цикла
1000°С о 200°С, длительность цикла 1 мин (тнагр= тохл = 30 с). Из результа-
тов испытаний (табл. 5.2) видно, что наибольшим числом циклов до разру-
256
Таблица 5.2. Результаты испытаний на термостойкость образцов из сплава ЖС6У полого
сечения с различным типом макроструктуры (нагрев — в продуктах сгорания
авиационного топлива, охлаждение — воздух)
Состояние материала
Поверхностное	2684
модифицирование	2447
алюминатом кобальта,	2339
размер зерна 0,2-0,3 мм	2675 2645 2600 2710 2700 N = 2600
Литой, без
модифицирования,
размер зерна 4-7 мм
2275
1231
2000
_ 2046
N = 1888
шения обладает сплав с поверхностным модифицированием, при этом умень-
шение размера зерна от 4—7 до 0,2—0,3 мм приводит к увеличению термо-
стойкости с 1800 до 2600 циклов.
4. Эффективность технологии поверхностного модифицирования
Исследование конструктивной прочности лопаток ГТД
Сделать строгую количественную оценку повышения работоспособности
литых лопаток ГТД в условиях эксплуатации благодаря применению техноло-
гии поверхностного модифицирования не представляется возможным из-за
превалирующего влияния конструктивных факторов, запаса прочности в ло-
кальных зонах лопатки, режимов эксплуатации и др. параметров. Наиболее
полно конструкционную прочность лопаток ГТД характеризует предел вынос-
ливости при динамических знакопеременных нагружениях. Испытания лопа-
ток разнообразных конструкций, охлаждаемых и монолитных, различных сту-
пеней (от первой до четвертой) на сопротивление усталости выявили повы-
шение предела выносливости на 20-60 МПа (табл. 5.3).
Неожиданные результаты были получены при статических испытаниях на
разрыв монолитных лопаток III ступени. Растягивающее усилие, вызывающее
разрушение лопатки, возросло более чем в два раза. Приведенные в табл. 5.4
номера лопаток указывают на принадлежность их к порядковым номерам
заливаемых форм (блоков).
Очевидный эффект возрастания конструктивной прочности лопаток при
динамических и статических испытаниях при отливке заготовок лопаток с
поверхностным модифицированием объясняется, на наш взгляд, тем, что
мелкозернистая макроструктура металла в силу более совершенной струк-
9— 1051
257
Таблица 5.3. Влияние состояния материала на предел выносливости лопаток ГТД (база				
	2 *107 циклов)			
Ступень	Конструкция лопатки	Сплав	Размер зерна*, мм	Предел выно- сливости*, q20;c, МПа
I	Охлаждаемая Дефлекторная	ВЖЛ12	0,5-2,0 3-7	230 210
I	Охлаждаемая Пленочно- конвективная	ЖС6У	0,5-2,0 3-7	180 160
I	Охлаждаемая Циклонно- вихревая	ЖС6У	0,5-2,0 2-15	170 140
II	Охлаждаемая Полупетлевая	ВЖЛ12У	0,5-2,0 5-10	230 190
IV	Монолитная	ЖС6-Ф	1,5-3,0 4-10	220 160
В числителе — поверхностное модифицирование;
в знаменателе - без модифицирования.
Таблица 5.4. Конструктивная прочность лопаток III ступени при статическом разрыве
Способ литья	Номер лопатки	Растягивающее усилие до разрушения, Н
Без поверхностного	487-1	48980
модифицирования,	487-3	47500
макрозерно 4-7 мм	976-1	54500
	975-1	60100
Поверхностное	639-1	124500
модифицирование,	639-2	119000
макрозерно 0,5—1,5 мм	635-1	121250
	635-2	123000
туры границ зерен — потенциальных концентратов напряжений — в боль-
шей мере способна к релаксации пиков напряжений путем пластической
деформации в микрообъемах материала и предотвращению возникновения
отрыва, образования трещины и последующего ее развития вплоть до раз-
рушения лопатки под действием концентратора напряжений в основании
трещины.
На рис. 5.24 показана макроструктура лопаток цельнолитых секторов со-
пловых аппаратов I ступени, отлитых без применения поверхностного мо-
дифицирования и с поверхностным модифицированием, а в табл. 5.5 - ре-
зультаты испытаний этих секторов на термостойкость лопаток до появле-
ния первой трещины. Режим испытаний: нагрев до 1050°С, охлаждение до
100°С, время цикла — 1 мин. Как следует из полученных данных, живу-
258
Рис. 5.24. Макроструктура лопаток I ступени со-
плового аппарата с поверхностным модифициро-
ванием (а) и без модифицирования (б)
честь лопаток с мелкозернис-
той структурой в условиях теп-
лосмен существенно выше, чем
лопаток с нерегламентирован-
ной структурой.
Полученные результаты по
натурным испытаниям лопаток
с обычной и мелкозернистой
макроструктурой на динамичес-
кую и статическую прочность,
сопротивление термической ус-
талости убедительно указывают
на вероятность повышения ра-
ботоспособности лопаток с мел-
козернистой структурой при эк-
сплуатации.
Внедрение технологии литья
лопаток с поверхностным мо-
дифицированием проходило,
как правило, при освоении ли-
тья лопаток новых конструк-
ций для новых двигателей. В некоторых случаях технология литья с повер-
хностным модифицированием внедрялась и при литье лопаток серийных
двигателей при проведении работ по повышению ресурса. Однако во всех
случаях внедрение технологии литья с поверхностным модифицированием
сопровождалось внесением конструктивных изменений, способствующих
упрочнению лопатки в зонах, подверженных появлению дефектов по мере
наработки лопаток. В общем, эти конструктивно-технологические меропри-
ятия позволили в 2—5 раз повысить ресурс лопаток на двигателях различных
конструкций.
Таблица 5.5. Термостойкость лопаток I ступени соплового аппарата (1050 ±> 100°С;
тнагр. — тохл. ~ 30 с)
Состояние материала	N, цикл
Поверхностное модифицирование,	4288
размер зерна 0,5-1,0 мм	4200
	4060
	4186
	4404
	4228
Без модифицирования,	2040
размер зерна 3-7 мм	1757
	2410
	1021
	2382
	1922
9*
259
, Двухстороннее поверхностное модифицирование
охлаждаемых лопаток
Анализ результатов испытаний лопаток, приведенных в табл. 5.3, показал,
что при поверхностном модифицировании на охлаждаемых лопатках прирост
предела выносливости существенно меньше, чем на точно литых образцах и
монолитных лопатках, что усталостные разрушения охлаждаемых лопаток как
с крупно-, так и мелкозернистой макроструктурой происходят с внутренней
поверхности, несмотря на то что внутренняя поверхность имеет более низ-
кий уровень изгибающих напряжений. Одной из основных причин зарожде-
ния трещины на внутренней поверхности охлаждаемой лопатки, наряду с тем,
что эта поверхность обладает повышенной концентрацией напряжений от
конструктивных элементов (штырьков, ребер и т.д.), является более грубая
по сравнению с наружной поверхностью структура материала лопатки, кото-
рая сохраняется и в случае применения поверхностного модифицирования
(рис. 5.25).
Макроструктура наружной поверхности характеризуется однородной мел-
козернистой структурой с размером зерна 0,5—1,0 мм. Внутренняя же поверх-
ность лопатки имеет менее однородную, более крупнозернистую макрострук-
туру, размер зерна изменяется от 1,5 до 4 мм. Дендритное строение сплава
ЖС6У по микроструктуре на внутреннней поверхности лопатки более гру-
бое с обширными междендритными областями (рис. 5.26). Различие в
структуре внешней и внутренней поверхностей материала лопаток связано,
Рис, 5.25. Макроструктура внутренней и наружной поверхностей лопаток I ступени с по-
верхностным модифицированием
260
прежде всего, с различными условиями их кристаллизации. В более круп-
нозернистой структуре вероятность зарождения усталостной трещины зна-
чительно выше, чем в мелкозернистой однородной макроструктуре. Следо-
вательно, для существенного повышения предела выносливости и устране-
ния вероятности образования трещины при усталостных испытаниях на
внутренней поверхности целесообразно создать мелкозернистую макро-
структуру и на внутренней поверхности охлаждаемой лопатки. Для этого
применительно к охлаждаемым лопаткам разработан процесс двухстороннего
модифицирования.
Модификатор наносили на рабочую поверхность литейной формы по тех-
нологии поверхностного модифицирования. Нанесение модификатора на ке-
рамический стержень осуществляли пропиткой его в однокомпонентном ра-
створе соли кобальта (азотнокислый или хлористый кобальт) или в много-
компонентном растворе солей кобальта и алюминия с последующей тепловой
обработкой при 1200°С.
Образование высокоэффективного модифицирующего слоя на поверхнос-
ти стержня связано, прежде всего, с тем, что синтез алюмината кобальта из
оксида кобальта, высаженного из раствора азотнокислого кобальта на зерна
электрокорунда, происходит на молекулярном уровне, и приводит к созда-
нию сильно развитой и химически чистой поверхности при высокой степени
однородности распределения алюмината кобальта.
Материал наружной и внутренней поверхностей лопатки имеет однород-
ную мелкозернистую макроструктуру. Дендритное строение материала внут-
ренней поверхности лопатки характеризуется тонкодендритной структурой с
высокой плотностью осей дендритов первого порядка на единице длины, оси
второго порядка отсутствуют или слабо выражены.
Результаты испытаний лопаток на сопротивление усталости показали, что
при литье с двухсторонним модифицированием изменяется характер разру-
шения лопаток, начало разрушения перемещается от внутренней к наружной
поверхности. Предел выносливости испытанной конструкции лопаток возрос
Рис. 5.26. Дендритное строение материала внешней (а) и внутренней (б) поверхностей
лопатки I ступени с поверхностным модифицированием, х 100
261
co 180 до 230 МПа (при N = 2 • 107 цикл). Это позволяет предположить, что
при мелкозернистой структуре металла, когда размер зерна меньше или соиз-
мерим с размером концентратора напряжений, влияние последнего не столь
сильно.
По нашему мнению, процесс двухстороннего модифицирования охлаждае-
мых лопаток весьма перспективен для производства лопаток со сложными
конструкциями внутренней полости, характеризующимися наличием значи-
тельных концентраторов напряжений.
Глава 6
АВТОМАТИЗИРОВАННОЕ ПРОЕКТИРОВАНИЕ
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПРОЦЕССОВ ЛИТЬЯ ЛОПАТОК*
1.	Применение САМ ЛП для проектирования литейной
технологии
2.	Пакеты прикладных программ расчетов ЛПС для литья
лопаток
3.	Интегрированные системы автоматизированного проекти-
рования литейной технологии
Автоматизированное проектирование технологических процессов литья,
особенно деталей сложной конструкции и ответственного назначения (в
частности, лопаток газовых турбин), способствует сокращению сроков и
снижению материальных и трудовых затрат как при технологической под-
готовке производства, так и в основном производстве. Высокий уровень и
комплексность автоматизации проектирования обеспечиваются применени-
ем рациональных расчетных методов и процедур. В свою очередь это необ-
ходимо для создания систем автоматизированного проектирования техноло-
гических процессов (САПР ТП). В настоящее время при проектировании
технологических процессов литья лопаток газовых турбин из никелевых
сплавов применяют системы автоматизированного моделирования литейных
процессов (САМ ЛП), пакеты прикладных программ (ППП) расчетов лит-
никово-питающих систем (ЛПС) и компоновки на них блоков лопаток, а
также интегрированные системы автоматизированного проектирования ли-
тейной технологии (ИСАПР ЛТ).
1.	Применение САМ ЛП для проектирования
литейной технологии
В теории формирования отливок широкое применение для расчетов по-
лучили математические модели тепловых, гидродинамических, фильтрацион-
ных, диффузионных, деформационных и некоторых других процессов, пост-
роенные на основе фундаментальных теорий методами математической фи-
зики [1]. Эти математические модели отражают физическую сущность
1 © Автор докт. техн, наук А.А. Неуструев.
263
процессов формирования отливок, расширяют возможности задания их крае-
вых условий, не создают принципиальных ограничений по геометрическим и
физическим характеристикам. Для решения технологических задач на основе
математических моделей выполняют расчеты на ЭВМ кинетики затвердева-
ния отливки, питания, усадки металла, деформации и других процессов фор-
мирования отливок. Для расчетов используют численные методы конечных
разностей (МКР) и конечных элементов (МКЭ). С помощью геометрическо-
го моделирования и машинной графики производится выдача изображений
полей распределения температуры, твердой фазы, усадочной пористости и
раковин, параметров макроструктуры и других результатов расчета затверде-
вания отливки в условиях выбранного технологического процесса. Получен-
ный объем информации позволяет оценить этот вариант технологического
процесса и при необходимости внести в него соответствующие изменения.
Следовательно, проектирование технологического процесса проводится в ин-
терактивном диалоговом режиме, заключающемся в поиске рационального
решения путем последовательного изменения и расчетной проверки изменен-
ных вариантов.
Для проектирования технологических процессов литья по выплавляемым
моделям лопаток можно применять как отечественные, так и зарубежные
САМ ЛП. Из отечественных имеют определенную известность в России си-
стемы LWMFlow и «Полигон», среди зарубежных — системы ProCast (США-
Швейцария) и MagmaSoft (Германия) [2]. Чтобы решить вопрос о возможном
эффективном применении САМ ЛП при проектировании технологических
процессов литья лопаток, необходимо знать особенности математических
моделей, принятых в САМ.
САМ LWMFlow, созданная в Удмуртском государственном университете
(ей предшествовали версии LWM, LWM3d, LWM-Solid), представляет собой
систему моделирования тепловых и гидродинамических процессов литья на
персональных компьютерах. Математическая модель заполнения формы рас-
плавом построена на основе уравнения Навье—Стокса. В уравнении вязкость
сплава учтена в виде поправки, так как заполнение формы расплавом рас-
сматривается как течение идеальной жидкости без учета теплообмена. Мате-
матическая модель затвердевания отливки создана на основе теории двухфаз-
ной зоны (теории кристаллизации многокомпонентного сплава) [3]. С исполь-
зованием осредненных характеристик свойств и движения среды, балансов
энергии, массы и импульса для элемента объема двухфазной зоны и соответ-
ствующих физических законов получена система уравнений двухфазной зоны
затвердевающей отливки.
Уравнение движения энергии (в векторной форме)
•|L^2-|^ = aV2£-v(to);	(6.1)
ОТ С ОТ	v 7
уравнение движения массы /-го компонента в жидкой части двухфазной зоны
-kiC~ = ^SY Dij Vсу - V(C,u);	(6.2)
О Т	О Т	7*“1
264
уравнение неразрывности среды
8—— = V^*	(6.3)
дт '
уравнение движения жидкой фазы
т(5)=г	//; м
v -------Ур	(0.4)
Ц
и уравнение состояния двухфазной зоны, характеризующее условия равнове-
сия жидкой и растущей твердой фаз,
2V-1
=	4 S 67/ + Р(/* — Ро),	(6.5)
/=1
где t — температура; т — время; q — удельная теплота кристаллизации; с —
удельная теплоемкость; а — коэффициент температуропроводности; v — сред-
няя скорость движения жидкой фазы; S — отношение содержания жидкой и
твердой фаз в двухфазной зоне; ki — коэффициент распределения z-ro компо-
нента между твердой и жидкой фазами; Cz — концентрация z-ro компонента
сплава; N — число компонентов; Dy — матрица коэффициентов диффузии
компонентов сплава в жидкой фазе; г = (рт - рж)/рж ” относительный ска-
чок плотности сплава при переходе из жидкого состояния в твердое; m(S) —
коэффициент проницаемости двухфазной зоны; ц — динамическая вязкость
жидкой фазы; р — давление в расплаве; tM — температура кристаллизации
металла — основы сплава; az — температурный наклон поверхности ликвидус
по концентрации z-ro компонента.
Для решения частных технологических задач используют различные при-
ближения приведенной общей системы уравнений и краевых условий. Так,
для моделирования процесса затвердевания отливки принято мгновенным
заполнение полости формы расплавом и соответственно равномерным рас-
пределение его начальной температуры. Из уравнений (6.1) и (6.2) могут быть
исключены составляющие, определяющие участие в процессах конвекции и
диффузии. Возможно также упрощение уравнений (6.3) и (6.4). В результате
получена следующая система уравнений, описывающих температурное поле в
двухфазной зоне, изменение концентрации z-ro компонента в жидкой фазе, об-
разование распределенной пористости и равновесие жидкой и твердой фаз [4]:
дт с дт
^-kic™-=0.
дт	дт
дП	dS	[1, 5<5К
дт	дт	[0,5>5К’
W-1
t =	- У a,Cz j
М	I I 7
i=l
(6.6)
(6.7)
(6.8)
(6.9)
265
где П — концентрация распределенной пористости;
SK - критическое отношение содержания жидкой и твердой фаз в момент
разрыва фильтрационного потока в двухфазной зоне.
На границах отливка — оболочка формы и отливка — литники приняты
граничные условия третьего рода
dt к.-С 1 И
— ч— —.	ч----
ди X Лпал 2R}
Fi	1	4 7
е-'о/)
= 0;
(6.10)
где X — коэффициент теплопроводности сплава; Xz, az — коэффициенты теп-
ло- и температуропроводности материала оболочки формы на i—м участке
границы; 7?z — радиус кривизны Z-го участка границы; tQi — начальная темпе-
ратура формы на /-м участке.
В САМ LWMFlow решение системы уравнений выполняется на прямоу-
гольной сетке с помощью МКР, который уступает МКЭ по адекватности
описания геометрии фасонных отливок. Эту САМ можно применять для мо-
делирования процесса литья по выплавляемым моделям, в частности нике-
левых сплавов, для литья в песчаную форму, кокиль, изложницу, а также
под давлением углеродистых и легированных сталей, чугуна, алюминиевых и
медных сплавов. Необходимые для расчетов свойства материалов и их тем-
пературные зависимости приведены в базе данных системы. В модуле базы
данных производится приближенный расчет положения фазовых равнове-
сий многокомпонентного сплава методом деформации двухкомпонентной
диаграммы состояния. Большое внимание в системе уделено отображению
результатов моделирования с целью их просмотра. Рассчитанные результа-
ты по температуре, доле жидкой фазы, скорости течения расплава, про-
центу усадочной пористости выводятся на каждом временном шаге и нано-
сятся на образ отливки в виде изометрического изображения или на выб-
ранное плоское сечение в цветовой гамме, соответствующей установленной
шкале. Возможно также вращение и масштабирование изображения при
просмотре [5].
САМ «Полигон» разработана в ЦНИИМ (Санкт-Петербург), где постоян-
но ведется работа по расширению и модификации системы [6]. Она предназ-
начена для моделирования процессов затвердевания, образования усадочных
раковин, макро- и микропористости, развития деформаций и др. ППП сис-
темы построен по модульному принципу. Модули входят в состав подсистем
ПРЕПРОЦЕССОР, ПРОЦЕССОР и ПОСТПРОЦЕССОР (рис. 6.1).
Модули ПРЕПРОЦЕССОРА предназначены для построения двухмерной
(2D) геометрической модели (модуль ПИФАГОР) и разбивки ее на конечно-
элементную сетку (модуль ДЕКАРТ), а также для импорта геометрии 2D и
3D (трехмерной модели) извне, например по интерфейсу с системой ProCast
(модули ТРАНЗИТ 2D и ТРАНЗИТ 3D). Модули МАСТЕР 2D и МАСТЕР
3D предназначены для редактирования (коррекции) индексации 2D и 3D
сеток и перевода 2D сеток в 2,5-мерные (2,5D). В «Полигоне» расчеты вы-
полняются с помощью МКЭ.
В подсистему ПРОЦЕССОР входят основные модули для расчетов литей-
ных процессов с использованием подготовленных исходных данных. Модули
266
Рис. 6.1. Блок-схема САМ «Полигон»
ФУРЬЕ 2D, ФУРЬЕ 3D предназначены для расчета температурно-фазового
поля отливки и температурного поля формы в процессе затвердевания отлив-
ки. Расчеты выполняются на основе математической модели, содержащей
дифференциальное уравнение теплопроводности и соответствующие краевые
условия. В этих расчетах важную роль играет учет выделения теплоты крис-
таллизации и теплопередачи через границу отливки с формой [7]. Выделение
теплоты кристаллизации определяется энтальпийным методом расчета, в ко-
тором используется кусочно-непрерывная зависимость выделения твердой
фазы от температуры, считающаяся характеристикой сплава. Это позволяет
адекватно моделировать процессы для сплавов как с широким интервалом,
так и с постоянной температурой кристаллизации.
При формулировании граничного условия отливка — форма принято од-
новременное существование распределенных пятен плотного контакта отлив-
ки с формой и газового зазора между ними. Это соответствует общему слу-
чаю контактного теплообмена, в том числе при литье фасонных отливок
разными способами. Использовав уравнение теплопередачи через многослой-
ную стенку, определили с некоторым допущением коэффициент теплопере-
дачи между сопрягаемыми поверхностями
(	V1 * * * * *
(6.11)
1	Л	7^4	1
Skv.k + £,-£ + 5,67 • Ю"8^ еп 4—р
Ц J	7	Г 11 <7^ гг*
<	1с ~ 1г
где Sk, ак, Sg, dg, dp, Sr, en = F (Ps, T, p,...); Sk, Sg, Sr - относительные
площади контакта, зазора и лучистого теплообмена соответственно (обыч-
но Sr = Sg); ак — коэффициент теплопередачи в зоне контакта; Xg, X —
коэффициенты теплопроводности зазора и межконтактной прослойки (на-
пример, оксидной плены, краски); dg, dp — толщина зазора и межконтак-
тной прослойки; еп - приведенная степень черноты сопряженных поверх-
267
ностей отливки и формы; Тс, Тг — температура сопряженных поверхнос-
тей отливки и формы; F(PS, Т, р,...) — функция зависимости граничной
теплопередачи от доли твердой фазы Ps, температуры Г, давления р и
других технологических параметров (в ряде случаев определение этой фун-
кции имеет важное значение).
Модули ПАСКАЛЬ 2D, ПАСКАЛЬ 3D предназначены для моделирования
процессов образования макро- и микропористости с учетом разных их меха-
низмов и совместного протекания. Такой подход повышает адекватность
моделирования усадочных дефектов. В численных расчетах использован МКЭ
в 2,5D и 3D постановке.
Моделирование процессов образования микропористости основано на ре-
шении дифференциального уравнения фильтрационного течения жидкой фазы
сквозь сетку кристаллов в соответствии с законом фильтрации Дарси. Специ-
фикой применения этого уравнения к литейным процессам являются пере-
менный металлостатический напор на каждом расчетном временном шаге и
зависимость коэффициента проницаемости сетки кристаллов от доли жидкой
фазы. Образование микропористости связано с недостатком давления в неко-
торой области двухфазной зоны, находящейся ниже уровня расплава. Крите-
рием этого явления служит падение давления ниже некоторой критической
величины.
Образование макропористости и раковин вызвано опусканием зеркала рас-
плава. Если зеркало оказывается ниже некоторой части двухфазной области,
то в ней может формироваться пористость или раковина. Величина пористо-
сти определяется твердожидкой структурой в данной точке в тот момент,
когда она находится выше зеркала. Вследствие этого раковины и макропори-
стость рассчитываются по объемной усадке и опусканию зеркала расплава в
каждой изолированной области питания. При этом на каждом временном
шаге определяются все изолированные области с учетом их наследования от
предыдущего шага и уровня зеркала расплава в каждой области. В расчетном
модуле реализована также возможность задания различных внешних давле-
ний и подпитки на разных участках границы с целью частичной или полной
компенсации усадки.
В модуле ГУК выполняются численные расчеты поля деформаций в от-
ливках с целью прогноза образования в них горячих трещин [8]. В отличие
от рассмотренных выше универсальных модулей этот модуль ориентирован
на конкретные группу сплавов и способ литья, в частности на литье высоко-
прочных алюминиевых сплавов в кокиль. При температурах ниже температу-
ры начала линейной усадки реологические свойства материала отливки опи-
саны упругой моделью Гука с переменным модулем упругости. Для высоко-
прочных алюминиевых сплавов модуль упругости изменяется по линейному
закону от 0 при температуре начала линейной усадки до определенной вели-
чины при температуре солидус. Возможность возникновения горячих трещин
оценивается сравнением рассчитанных деформаций с предельно допустимой
деформацией в интервале кристаллизации для данного сплава. Ее величина
входит в базу данных САМ «Полигон».
Модули, входящие в состав ПОСТПРОЦЕССОРА, предназначены для ви-
зуального просмотра результатов расчета и получения на его основе новых
268
данных, например критериев. С помощью модулей МИРАЖ 2D, МИРАЖ
3D пользователь может просмотреть результаты работы любого процессор-
ного модуля. Модуль МИРАЖ L предназначен для построения зависимостей
в виде графиков по результатам расчетов. В модуле КРИТЕРИИ выполняет-
ся критериальный анализ на базе расчетных температурно-фазовых полей. В
результате определяются аналитические комплексы — «критерии качества»,
позволяющие приближенно рассчитывать различные свойства отливки, на-
пример пористость, структурные параметры, механические свойства и др. В
дальнейшем поля таких критериев могут быть визуализированы в модулях
группы МИРАЖ.
Требуемая техника для САМ «Полигон»: для модулей, непосредственно
не связанных с трехмерными расчетами, возможно применение PC с опе-
ративной памятью 4 МБ. Для расчетов по 3D геометрическим моделям
средней сложности необходимы PC с оперативной памятью не менее 32
МБ, а по сложным 3D моделям — 128 МБ. В САМ «Полигон» имеются
дублирующие 3D модули для машин класса рабочих станций WS в среде
типа UNIX.
САМ ProCast предназначена для компьютерного 3D моделирования ли-
тейных процессов с помощью МКЭ на рабочих станциях под ОС UNIX [9].
Оригинальность построения системы состоит в том, что ее модули соответ-
ствуют не конкретным литейным технологиям, а физическим задачам, кото-
рые дают возможность смоделировать эти технологии. Модули позволяют
решать следующие задачи: автоматическую генерацию 3D конечно-элемент-
ной сетки по геометрии отливки; тепловой расчет с учетом процесса затвер-
девания; расчеты течения потока жидкости со свободной поверхностью (при
заполнении формы) по уравнению Навье—Стокса и с учетом особенностей
различных способов литья (ЛПД, ЛНД и др.), напряжений и деформаций по
упругопластичным и упруговязкопластичным моделям, теплового излучения
для системы типа отливка — форма — печь, микроструктуры для сплавов
разных систем, а также некоторые другие задачи моделирования.
САМ MagmaSoft ориентирована на несколько более простые и специали-
зированные модели и соответственно на специализированные версии для раз-
личных способов литья.
Достоинством рассмотренных САМ ЛП является их достаточно высокая
универсальность относительно способов литья, геометрии и материалов от-
ливок. Эта особенность обеспечивает их эффективное применение на пред-
приятиях с производством большой номенклатуры отливок разными спосо-
бами литья. Если используется один способ литья узкой номенклатуры от-
ветственных отливок (например, литье по выплавляемым моделям лопаток
газовых турбин), то нередко возникает необходимость дополнительной адап-
тации САМ, так как в универсальной системе могут не учитываться специ-
фические особенности процессов формирования отливок данного типа. Вме-
сте с тем учет этих особенностей необходим, поскольку они могут быть
причиной образования дефектов в отливках. Для проектирования технологи-
ческих процессов литья таких отливок важное значение приобретает созда-
ние пакетов прикладных программ для решения конкретных технологичес-
ких задач с учетом специфических особенностей литейных процессов.
269
2. Пакеты прикладных программ расчетов ЛПС
для литья лопаток
В расчетах ЛПС необходимо учитывать конструкцию лопатки (рабочая,
сопловая, с охлаждаемой полостью или без нее), тип ЛПС, схему подвода
расплава к форме, особенности процессов заполнения полости формы рас-
плавом и питания затвердевающей отливки, средства воздействия на процесс
затвердевания и др.
В МАТИ им. К.Э. Циолковского разработаны ППП расчетов размеров
элементов ЛПС для литья по выплавляемым моделям лопаток и компоновки
их блоков. Расчеты выполняются для рабочих и сопловых лопаток сплошных
и с внутренней полостью, оформленной керамическим стержнем. Замки ра-
бочих лопаток — прямоугольные, трапециевидные или коробчатые (с тепло-
выми узлами). Перо лопатки может заканчиваться тонкой бандажной полкой.
Сопловые лопатки имеют две полки, которые могут быть с тепловыми узла-
ми или без них, т.е. равномерной толщины.
Для литья лопаток выбраны ЛПС с симметричным подводом расплава,
чтобы условия затвердевания всех лопаток в блоке были одинаковыми. Эти
условия обеспечивают ЛПС с общими прибылями: цилиндрической (с неболь-
шой конусностью) и с дисковым коллектором-прибылью (рис. 6.2). После-
дние рекомендуются для рабочих лопаток массой до 1,5 кг. Для крупных ло-
паток, особенно сопловых, целесообразно применение ЛПС с общей и мес-
тными прибылями и симметричным расположением лопаток относительно
стояка (рис. 6.3). Для рабочих лопаток создается верхний подвод расплава в
форму. В формы для сопловых лопаток расплав подводится на двух уровнях:
Рис. 6.2. Схемы ЛПС с общей цилиндрической прибылью (а) и с дисковым коллектором-
прибылью (б), с верхним подводом расплава в форму:
1 — литниковая воронка; 2 — общая прибыль; 3 - питатель; 4 — зумпф; 5 — замок;
6 — перо рабочей лопатки
Рис. 6.3. Схемы ЛПС с общей (а) и местными (б) прибылями, с двухуровневым подводом
расплава в форму:
1 — литниковая воронка; 2 — прибыль; 3 - верхний и нижний питатели; 4 — верхняя
часть стояка; 5 — нижняя питающая часть стояка; 6 — зумпф; 7 — полки; 8 — перо сопло-
вой лопатки
270
к нижней и верхней полкам лопатки (по расположению лопатки при залив-
ке). При этом заливка расплава в форму производится только через нижний
питатель, чтобы обеспечивалось однонаправленное течение и не происходило
столкновения встречных потоков в полости формы для пера. Питание зат-
вердевающей лопатки происходит в основном через верхний питатель, а че-
рез нижний — питание нижней полки.
В расчетах заполнения формы расплавом необходимо учитывать возмож-
ность образования в полости формы для пера проточно-поперечного тече-
ния, особенно при верхнем подводе расплава в форму. В условиях гравита-
ционного заполнения полости формы пера происходит увеличение скорости
падающего потока и соответственно уменьшение площади его поперечного
сечения при сохранении постоянного расхода. Падающий поток может за-
полнять лишь ту часть литейной формы, где толщина профиля пера наиболь-
шая. Остальная, тонкая часть пера у его выходной кромки заполняется путем
поперечного растекания расплава из падающего потока. Возможность такого
заполнения тонкой полости формы была доказана математическим моделиро-
ванием и экспериментальными исследованиями [10].
Однако в случае, если площадь поперечного сечения пера уменьшается в
направлении от замка к нижнему торцу в большей степени, чем сечение
падающего потока, заполнение полости формы пера происходит только про-
дольным потоком, без поперечного растекания. Таким образом, возможны две
схемы заполнения полости формы пера: продольно-поперечным и только про-
дольным течением расплава (рис. 6.4). Для установления схемы заполнения
рассчитывают площадь потока в нижнем сечении пера по формуле
5П^= 50 ^НО/(НО +
(6.12)
где 50 - площадь верхнего сечения пера; Но - металлостатический напор на
входе в полость формы пера; Lp — длина пера лопатки.
Полученное значение 5П N сравнивают с площадью нижнего сечения пера
SN. Если SN > SnN, то заполнение происходит по первой схеме, в против-
ном случае - по второй.
Для расчетов последова-
тельности затвердевания и
непрерывности питания пера
лопатки определяется рас-
пределение температуры по
высоте зоны продольного те-
Рис. 6.4. Схемы продольно-попе-
речного (а) и продольного (б) те-
чения расплава при заполнении
полости формы пера лопатки
271
Рис, 6.5. Схема расположения верх-
него питателя в ЛПС с общей при-
былью и двухуровневым подводом
расплава в форму (Dm — диаметр
сливного отверстия)
чения расплава, а при заполнении по пер-
вой схеме — также распределение темпе-
ратуры в зоне поперечного растекания в
конце заполнения формы. Расчеты выпол-
няются по формулам для конвективного
теплообмена в слоях, на которые разбива-
ют перо по высоте. При этом учитывают-
ся размеры сечений слоев, скорость тече-
ния расплава в каждом из них и прогрев
формы за время течения расплава в дан-
ном слое до полного заполнения формы.
Необходимость учета проточно-поперечно-
го течения при заполнении формы пера
связана с тем, что при поперечном расте-
кании может происходить заполнение наи-
более тонкой части пера расплавом, пере-
грев которого значительно снизился. В
этом случае из-за возрастания скорости
кристаллизации около выходной кромки
пера возможно образование в его структуре столбчатого зерна.
Чтобы обеспечить нижнее, однонаправленное заполнение расплавом фор-
мы для сопловой лопатки, разность уровней расплава в стояке и пере не
должна превышать расстояния Hg от дна прибыли до верхнего питателя (рис.
6.5). Связь между разностью уровней расплава в стояке и пере, или металло-
статическим напором и расходом расплава при заливке, определяется по урав-
нению Бернулли
3 Р + 81 + 82
(6.13)
где Q — расход расплава на одну лопатку в блоке; 5уз — узкое сечение в
системе стояк — лопатка (обычно — это нижнее сечение пера); 8t — гидрав-
лическое сопротивление каналов стояка; 82 — гидравлическое сопротивление
каналов нижнего питателя и лопатки.
Сопротивления 81 и е2 определяются по известным в гидравлике форму-
лам потерь напора на сопротивлениях трения и местных сопротивлениях, а
также по экспериментальным данным гидравлического моделирования лит-
никовых систем. Расход Q связан также с массой блока лопаток Л/б, отне-
сенной к числу лопаток в блоке и временем слива расплава из литнико-
вой воронки тсл
Q= Мб/(^гсл).	(6.14)
Время слива расплава из воронки на основании известного в гидравлике
решения задачи об истечении жидкости из сосуда через отверстие в его дне
при переменном напоре определяется по формуле
272
0,15JtTч
тсл — q (^в.в+ H),	(6.15)
Ц^от
где Нв — высота воронки; 5ВВ, 5ВН — площади верхнего и нижнего сечений
воронки; 5ОТ — площадь сливного отверстия (или нескольких отверстий) в
дне воронки; ц — коэффициент расхода при сливе расплава из отверстия.
Совместным решением уравнений (6.13) и (6.15) с учетом формулы (6.14)
рассчитываются Яд и 5ОТ, обеспечивающие нижнее заполнение пера лопатки.
Требуемый расход расплава Q определяется при решении задачи об охлажде-
нии расплава в процессе заполнения формы при выбранной температуре за-
ливки расплава в литниковую воронку.
При нижнем подводе расплава также возможно образование проточно-
поперечного течения в полости формы для пера. Однако механизм этого про-
цесса отличается от рассмотренного для верхнего подвода расплава. Из-за
разной скорости охлаждения потока в основной части пера и в тонкой части
около выходной кромки происходит распад одномерного потока на застой-
ные и проточные зоны [11]. Головная часть потока при выходе из протока
растекается по застойной зоне в поперечном направлении. Возникающий при
этом значительный массообмен в головной части потока способствует повы-
шению заполняемости формы. Следовательно, если в расчетах не учитывать
образующегося в данном случае проточно-поперечного течения, то создается
некоторый запас надежности расчетных результатов.
Без учета поперечного течения распределение температуры расплава в
полости формы для пера в конце ее заливки можно рассчитать по формуле,
отнесенной к /-му сечению пера и учитывающей прогрев формы за время
течения расплава в этом сечении до заполнения формы
'и = ^2н + ₽101,О-^н)еХР
^Д/^ос^
___1=1___
cf Pi <2 (^i + Лз)
(6.16)
где ?2Н “ начальная температура оболочки формы; tx 0 — температура распла-
ва на входе потока в полость пера; b2, b[ — коэффициенты аккумуляции
теплоты оболочки формы и жидкого металла; cj, р{ — удельная теплоемкость
и плотность жидкого металла; Q — расход расплава; А/ — толщина слоев, на
которые разбивают перо горизонтальными сечениями (/); Р. — периметр /-го
сечения пера; aki ~ коэффициент теплоотдачи конвекцией от потока распла-
ва к поверхности формы в /-м слое; pz — коэффициент, учитывающий про-
грев формы в /-м слое,
273
где Si — площадь z-ro сечения пера; Vt_N ~ объем части пера между z-м и
N-м. сечениями.
Центральное место в ППП проектирования ЛПС занимают расчеты на-
правленности затвердевания отливки. Использование для этой цели методов,
применяемых в САМ, невозможно. Необходима разработка новой методоло-
гии и прежде всего — эффективных математических моделей процессов, по-
зволяющих упростить их реализацию на ЭВМ при выполнении оптимизаци-
онных расчетов технологических процессов.
В последнее время все больше исследователей приходят к выводу о том,
что для решения технологических задач, связанных с расчетами затверде-
вания и питания отливок, достаточно рассчитать температуру или время
затвердевания в термических центрах нескольких узлов или элементов.
Однако адекватность такого поузлового расчета затвердевания отливки во
многом зависит от того, как рассчитывается отвод теплоты от отливки в
форму, тем более ограниченной толщины (например, в оболочковую фор-
му), и в какой степени учитываются в расчетах перетоки теплоты теплопро-
водностью между соседними узлами, в стенки, ребра и другие элементы
отливки. Требуемая адекватность может быть достигнута, если для определе-
ния указанных тепловых потоков используется классическая теория тепло-
проводности [12].
В МАТИ им. К.Э. Циолковского разработана оригинальная методология
поузлового расчета отливок на базе теории теплопроводности [13]. Теплооб-
мен между отливкой и формой с ограниченной теплоаккумулирующей спо-
собностью определяется применением эффективного коэффициента аккуму-
ляции теплоты формы 6эф, в котором учтены как истинная аккумуляция
теплоты, так и отвод теплоты с наружной поверхности формы в окружа-
ющую среду, а также термическое сопротивление теплообмену между от-
ливкой и формой. Использование величины 6Эф адекватно замене реаль-
ной формы эквивалентной ей в тепловом отношении полуограниченной
формой, т.е. тепловые потоки, отводимые от отливки в эти формы, оди-
наковы. Это условие можно выразить следующим уравнением, в левой
части которого — тепловой поток для реальной формы, а в правой — для
эквивалентной:
(6-17)
I
где — коэффициент теплопроводности формы; ^"|х=0 ” градиент темпе-
ратуры на поверхности контакта формы с отливкой; /1п — температура на
поверхности отливки.
Градиент температуры на поверхности реальной формы определяется по
ее температурному полю, полученному решением задачи методами теории
теплопроводности. Так, для форм по выплавляемым моделям без опорного
наполнителя на основании уравнения (6.17) и определения температурного
поля оболочки формы получено следующее выражение для расчета среднего
за данное время т значения йэф:
274
Ьэф _ VnFo
V 26(1+1/Bi)
00
l + 2£
n=l
(1 +1 / Bi) [e(l + ц2 / Bi2) + (1 - 6) / cos ц„]
H2Fo(l + 1/Bi + ц2 /Bi2)
(6.18)
1 _
где Fo = я2т/522 — критерий Фурье для оболочки формы; а2 ~ коэффициент
температуропроводности оболочки; §2 — толщина оболочки; Bi =	” кри-
терий Био для оболочки; а — коэффициент теплоотдачи с наружной поверх-
ности оболочки; 0 = (Тф - Т^А^кр ” -^кр “ средняя температура кри-
сталлизации сплава; — корни характеристического уравнения tg ц = —ц/Bi.
Достоинством разработанного метода расчета 6Эф является возможность
анализа технологических средств воздействия на интенсивность охлаждения
отливки с целью обеспечения направленности ее затвердевания и непре-
рывности питания. Достигается это определением коэффициента а с учетом
выбранного средства воздействия, например холодной засыпки из металли-
ческой дроби или керамической крошки, металлического холодильника на
оболочке, слоя тепловой изоляции на форме и др. [14]. На рис. 6.6 приведе-
на графическая интерпретация выражения (6.18). Ее анализ показывает, что
при 0=1, т.е. при Г2н = Гос, влияние а на &Эф снижается.
Продолжительность затвердевания выделенного узла (элемента) отливки
определяется решением уравнения его теплового баланса, в которое включе-
ны по принципу суперпозиции отвод теплоты в форму и стержни, а также
все стоки и перетоки теплоты с соседними элементами отливки [15]
е3 - бф + £бст + ж ±
(6.19)
где Q3 — теплота, выделенная при затвердевании металла;	— тепло-
та, отведенная в форму и стержни; Е2ЭЛ - сток теплоты теплопроводностью
в тонкие элементы отливки, сопряженные с узлом; 0М — переток теплоты
теплопроводностью между соседними массивными элементами (плюс — отвод
теплоты из рассчитываемого массива; минус — подвод теплоты в него).
Для расчетов тепловых потоков
на стыке сопряженных элементов
отливки разработаны методики ре-
шения дифференциального урав-
нения теплопроводности при кра-
евых условиях, соответствующих
Рис, 6.6, Зависимость />Эф от безразмер-
ной продолжительности процесса (кри-
терия Fo) и относительной интенсивно-
сти отвода теплоты от оболочки формы
(критерия Bi) при относительной темпе-
ратуре 0 = 0,5 (о) и 0 = 1 (б)
275
рассматриваемому способу литья и геометрии сопряженных элементов. На-
чальное распределение температуры в отливке определяется приведенными
выше расчетами гидравлических и тепловых процессов заполнения формы
расплавом. Если относительная интенсивность охлаждения элемента отливки
велика и в нем образуется перепад температуры, то увеличение времени зат-
вердевания в термическом центре элемента определяется с помощью расчет-
ного коэффициента у:
для элементов, два размера которых превосходят третий размер более чем
в 5 раз (в частности, для пера лопатки)
л/1 - 0,122BI2 - О, ЗО5В1
1 - 0,215В12
(6.20)
для элементов, у которых один размер превосходит два других более чем
в 5 раз (в частности, для тепловых узлов лопатки)
-J1 - 0,2Bi2 - 0,5Bi
1 — 0,45Bi2
(6.21)
для элементов, все три размера которых различаются не более чем в 5 раз
(в частности, для замка лопатки)
71 - 0,21Bi2 - 0,7Bi
1 - 0,7Bi2
(6.22)
где Bi = 2/>ЭфЛгэл/(^7ггр71); Хэл — приведенный размер элемента отливки; т3 —
время затвердевания элемента, вычисленное без учета его термического со-
противления. Время затвердевания элемента с учетом термического сопротив-
ления т3 = т3 / v при 0 < Bi < 1.
Решением аналогичных уравнений теплового баланса для прибыли и утол-
щенной питающей части стояка выполняется расчет их размеров при вы-
бранном отношении времени затвердевания прибыли (стояка) ко времени зат-
вердевания замка или полки лопатки. Это отношение соответствует предло-
женному Ю.А. Нехендзи условию последовательности затвердевания прибыли
и подприбыльного массива отливки.
Решением дифференциального уравнения теплопроводности для стержне-
вого элемента без тепловой изоляции боковой поверхности, соединяющего
два разновеликих массива отливки, и при отсутствии минимума на кривой
распределения температуры в элементе получено уравнение, используемое для
расчета питателей
2Fo(^T-l) =
^эф^тЛшт Оз.н + ^с)7^3 _ ।
'/^сэкР1‘^пит (/пр.н “ ^с)
f 00 /_П"+1	2г.
l_4^L-Le-MnFo
,	п=\	.
(6.23)
276
где Кх = тпр/т3 ; Fo = a^/L^1 ;	= л(л - 1/2); тпр, т3 - время затвер-
девания прибыли и замка лопатки; а1?	— коэффициент температуропро-
водности и плотность сплава; tc — температура солидус сплава; Lnwr — длина
питателя; 5ПИТ, Рпит ~ площадь поперечного сечения питателя и его пери-
метр; /пр н, t3 н — эквивалентные начальные температуры расплава в прибыли
и замке; сэк — эквивалентная удельная теплоемкость сплава
сэК = °>5 <с1 + ci) + ^р/д?кр;
#кр — удельная теплота кристаллизаций сплава; АГкр = гл - tc — интервал
кристаллизации сплава.
Эквивалентная начальная температура расплава — это температура его за-
ливки, отнесенная к свойствам в интервале кристаллизации:
Гн ~	+ Р1 /сэкРр^зал (д)’
Решением уравнения (6.23) можно определить максимально возможную
длину питателя при заданном его сечении или минимально допустимое сече-
ние питателя при заданной его длине. Это условие расчета питателя зависит
от рационального задания его площади сечения или длины. В обоих случаях
определяются оптимальные размеры питателя, обеспечивающие непрерыв-
ность питания замка (полки) лопатки из прибыли.
Рассмотренные расчетные методики использованы в ППП проектирования
ЛПС для литья лопаток газовых турбин. На рис. 6.7 приведена блок-схема
разработанного и эксплуатируемого в производстве ППП проектирования
ЛПС с общей цилиндрической прибылью и дисковым коллектором-прибы-
лью (см.рис. 6.2) для литья рабочих лопаток [16]. В ППП последовательно
решаются технологические задачи, которым соответствуют блоки:
TAUPERS — расчет времени затвердевания в среднем сечении пера (по
его высоте) — выполняется с учетом начальных температур расплава и обо-
лочки, ее тепловой изоляции (в случае применения), конфигурации сечения
пера и наличия в нем полости, оформленной керамическим стержнем;
BEFTAUZ — расчет времени затвердевания замка лопатки — производится
также с учетом начальных температур расплава и оболочки, ее изоляции,
конфигурации замка (прямоугольная, трапециевидная, коробчатая), наличия
в нем стержня, притока теплоты теплопроводностью из прибыли через пита-
тель и стока теплоты в перо;
TRPZAL — расчеты требуемой температуры расплава, заливаемого в лит-
никовую воронку, и его температур в пере и замке в конце заливки — вы-
полняются при рациональном металлостатическом напоре в прибыли по ме-
тодике для конвективного теплообмена;
XRLPIT — расчет оптимальной длины питателя — производится при зада-
нии в допустимых пределах площади его поперечного сечения: минимально
допустимая площадь определяется по расходу расплава, обеспечивающему
заполнение пера лопатки, а максимально возможная площадь — размерами
грани замка, к которой подводится питатель.
277
Рис. 6.7. Блок-схема ППП проектирования ЛПС для рабочих лопаток газовых турбин
278
В зависимости от типа прибыли (код ТР) далее выполняются расчеты
блока TPRCYLIN или TPRDISK:
TPRCYLIN — расчет рациональных размеров общей цилиндрической (или
с конусностью 7—15 град) прибыли — выполняется для выбранных отноше-
ний верхнего диаметра прибыли и ее высоты к нижнему диаметру, а также
времени затвердевания прибыли ко времени затвердевания замка лопатки ре-
шением уравнения теплового баланса прибыли с учетом стока теплоты из
прибыли теплопроводностью в питатели и излучения с части верхней повер-
хности;
TPRDISK — расчет рациональных размеров дискового коллектора-прибы-
ли со стояком — проводится для выбранных числа лопаток в блоке, металло-
статического напора в стояке и отношения времени затвердевания прибыли
ко времени затвердевания замка также решением уравнения теплового балан-
са прибыли.
В заключение решаются задачи в блоках:
DIMFUN — расчет размеров литниковой воронки и диаметра сливного
отверстия (одного или нескольких) на ее дне;
KOMKIM — расчеты компоновки блока лопаток, размеров и массы блока,
а также коэффициента использования металла (КИМ — отношения массы
лопаток к общей массе блока).
В состав ППП входят два неоднократно применяемых модуля:
TFORMS — расчет температуры оболочки формы с тепловой изоляцией в
конце ее охлаждения после выгрузки из прокалочной печи до заливки рас-
плавом с учетом выбранной для данного участка формы схемы тепловой изо-
ляции: общий теплоизоляционный чехол для всего блока лопаток, чехол и
дополнительный слой изоляции на оболочке, которые контактируют между
собой или между которыми имеется зазор;
BEFFIZ — расчет эффективного коэффициента аккумуляции теплоты обо-
лочки формы. Если оболочка имеет тепловую изоляцию, то модуль BEFFIZ
связан с модулем TFORMS. Если тепловой изоляции нет, то модуль TFORMS
исключается из ППП, а в модуле BEFFIZ используется заданная начальная
температура оболочки (температура подогрева форм перед заливкой).
В ППП предусмотрена возможность корректирования в диалоговом режи-
ме результатов расчетов с целью повышения показателей эффективности тех-
нологического процесса литья (КИМ и производительность). При примене-
нии цилиндрической прибыли может оказаться целесообразным изменение
числа лопаток в блоке или необходимым в том случае, когда принятое пред-
варительно число лопаток превышает максимально возможное в рассчитыва-
емом блоке (модуль А на рис. 6.7). При использовании дискового коллекто-
ра-прибыли возможно изменение диаметра блока лопаток и соответственно
их числа в блоке (модуль В). Предусмотрена также возможность изменения
толщины слоя дополнительной тепловой изоляции на участке формы для
прибыли и стояка (модуль С) и для замка лопатки (модуль D), изменения в
допустимых пределах поперечного сечения питателя (модуль £). В заключе-
ние определяются размеры зумпфа при необходимости его применения и
уточняется КИМ (модуль ZUMPF). Для сравнительной оценки можно также
изменить тип прибыли и провести повторные расчеты.
279
В рассмотренном ППП выдаются следующие результаты расчетов: разме-
ры цилиндрической прибыли — нижний и верхний диаметры, высота и угол
при вершине конуса прибыли; размеры дискового коллектора прибыли —
диаметр и высота диска и стояка; размеры питателей — ширина, высота и
длина; число питателей для замка коробчатого типа; толщина чехла тепловой
изоляции и слоя дополнительной изоляции на оболочке формы для прибыли
и замка; размеры литниковой воронки — нижний и верхний диаметры и
высота; диаметр и число сливных отверстий в воронке; температура заливки
расплава в воронку; число лопаток в блоке; диаметр, высота и масса блока
лопаток; КИМ; размеры зумпфа — диаметр и высота; масса зумпфа и уточ-
ненная с ее учетом величина КИМ.
На рис. 6.8 приведены рассчитанные по программе модуля TFORMS кри-
вые охлаждения корундовой оболочки толщиной 9 мм при разной тепловой
изоляции — толщине чехла и слоя дополнительной изоляции 6 и 12 мм в
различных сочетаниях и с зазором между ними. Изоляция выполнена из во-
локнистого материала Durablanket (SiO2 • А12О3): плотность его 96 кг/м3,
удельная теплоемкость при 1000 °C - 1009 Дж/(кг • К) и коэффициент тепло-
проводности при 1000°С — 0,31 Вт/(м-К); толщина одного слоя материала 6
мм. Сопоставление приведенных на рис. 6.8 экспериментальных данных и ре-
зультатов расчетов подтверждает их адекватность. Анализ кривых показывает,
что охлаждение оболочки формы в общем чехле толщиной 6 мм до 1000—
950°С происходит в течение 5—8 мин. Такой же величиной должна ограни-
чиваться, по-видимому, продолжительность передачи блока форм в теплоизо-
ляционном чехле после прокалки при 1100°С под заливку.
Для сопловых лопаток проектируются ЛПС с нижним подводом расплава
при заливке формы и двухуровневым (нижним и верхним) подводом — при
питании отливки. Верхнее питание обеспечивается общей или местными при-
былями, а нижнее — утолщенной нижней частью стояка (см.рис. 6.3). При-
менение местных прибылей в ЛПС для литья сопловых лопаток улучшает в
большинстве случаев питание пера лопатки. Однако замена общей прибыли
местными несколько снижает КИМ.
Проектирование ЛПС для литья сопловых лопаток производится с помо-
щью ППП, блок-схема которого показана на рис. 6.9. В состав ППП входят
следующие блоки:
ROSTW — расчеты расхода расплава
при заливке блока форм и диаметра
верхней части стояка — выполня-
ются на основе уравнения Бернулли;
TSPERO — расчеты температуры
заливки расплава в литниковую
Рис. 6.8. Кривые охлаждения оболочки
формы с разной тепловой изоляцией.
Толщина чехла и слоя дополнительной
изоляции, мм: 1 — 12 +12; 2 — 6 + 6;
5—6 + 0 (точки - экспериментальные
замеры температуры)
280
Рис. 6.9. Блок-схема ППП проектирования ЛПС для сопловых лопаток газовых турбин
281
воронку и температур расплава в нижнем и верхнем сечениях пера в конце
заливки — производятся по уравнению конвективного теплообмена с опре-
делением коэффициента теплоотдачи от потока к оболочке формы;
TAUPOLMP — расчет времени затвердевания верхней полки (или ее теп-
ловых узлов) — выполняется решением уравнения теплового баланса полки с
учетом эффективного коэффициента аккумуляции теплоты оболочки формы
для полки, притока теплоты теплопроводностью из прибыли через питатель
и стока теплоты в перо, а также влияния термического сопротивления полки
на время ее затвердевания.
В методике определения затвердевания нижней полки учитывается поря-
док расчета нижнего питателя (код RPITN):
TAUPOLXR — расчет времени затвердевания нижней полки при заданной
площади поперечного сечения нижнего питателя — выполняется так же, как
для верхней полки, решением уравнения ее теплового баланса;
XRLPIT — расчет оптимальной длины нижнего питателя при заданной
площади его сечения;
SPITPOL — расчеты площади поперечного сечения нижнего питателя при
заданной его длине и времени затвердевания нижней полки — производятся
также решением уравнения теплового баланса полки.
Расчеты размеров прибыли выполняются в зависимости от ее типа (код
ТР), выбранного для ЛПС (общая или местные):
PRIBKL — расчет рациональных размеров общей цилиндрической (или с
конусностью 7—15 град) прибыли — выполняется для выбранных отношений
верхнего диаметра прибыли и ее высоты к нижнему диаметру, а также отно-
шения времени затвердевания прибыли ко времени затвердевания верхней
полки лопатки решением уравнения теплового баланса прибыли с учетом
стока теплоты из прибыли теплопроводностью в питатели и излучением с
части ее верхней поверхности; для ЛПС с общей прибылью рассчитывается
также расстояние от дна прибыли до верхнего питателя;
PRIBM — расчет рациональных размеров местной прибыли — выполняется
решением уравнения теплового баланса прибыли с учетом отвода теплоты в
форму и перо лопатки;
RSTON — расчеты размеров нижней питающей части стояка и числа ло-
паток в блоке. Размеры нижней части стояка определяются решением урав-
нения теплового баланса с учетом отвода теплоты в форму и теплопроводно-
стью через питатели в нижние полки лопаток,, а число лопаток в блоке рас-
считывается с учетом диаметра нижней части стояка и длины нижних
питателей;
LITVOR — расчет размеров литниковой воронки и диаметра сливного от-
верстия (одного или нескольких);
KOMKIM — расчеты компоновки блока лопаток, его размеров, массы и
КИМ.
В рассматриваемый ППП так же, как в ППП для рабочих лопаток (см.рис.
6.7), входят два неоднократно применяемых модуля TFORMS и BEFFIZ.
Первый — для расчета начальной температуры оболочки формы с тепловой
изоляцией, второй — для расчета эффективного коэффициента аккумуляции
теплоты оболочки. Если оболочка формы не имеет тепловой изоляции, то
282
модуль TFORMS исключается из ППП, а в модуль BEFFIZ вводится задан-
ная температура подогрева форм перед заливкой.
Для корректирования некоторых результатов расчетов используются модули:
А - для изменения числа лопаток в блоке; В — для изменения толщины слоя
дополнительной тепловой изоляции на участке формы для прибыли; С —
для корректирования размеров технологического напуска на верхней полке
для установки местной прибыли. В заключение определяются (модуль
ZUMPF) размеры зумпфа и уточняется величина КИМ с учетом массы
зумпфа.
Рассмотренные ППП позволяют спроектировать рациональные ЛПС, рас-
считать оптимальные размеры прибылей и питателей, определить условия
подвода расплава к форме при ее заливке, температуру заливки и др. Однако
для получения качественной литой лопатки следует провести анализ направ-
ленности затвердевания и непрерывности питания пера лопатки при приме-
нении спроектированной ЛПС и при необходимости выполнить расчеты до-
полнительных технологических средств воздействия на процесс с целью пре-
дупреждения образования в пере пористости и неоднородной макроструктуры.
Эта задача может быть решена с помощью соответствующей системы автома-
тизированного моделирования процессов формирования пера лопатки. С
меньшими затратами ее можно решить применением метода поузлового рас-
чета затвердевания отливки и известных критериев направленности затверде-
вания и непрерывности питания.
При последовательном затвердевании отливки из сплава с узким интерва-
лом кристаллизации в качестве критерия рекомендуется относительный вре-
менной градиент [17]
Gx = Дт3/(т3Д/).	(6.24)
При объемном затвердевании отливки и фильтрации расплава сквозь сет-
ку кристаллов используют относительный температурный градиент [18]
KG = Gt/Vl = G?/v„	(6.25)
где Дт3 - разница во времени затвердевания в двух сечениях протяженного
элемента отливки, отстоящих друг от друга на расстоянии Д7 ; т3 — время
затвердевания «питаемого» сечения; Gt — средний градиент температуры в
зоне фильтрации элемента отливки; vz, vt — средние скорости затвердевания
и охлаждения в зоне фильтрации.
Оптимальные условия получения плотных отливок определяются критичес-
кими (минимально допустимыми) значениями этих критериев. По данным
Э.Л. Каца, для отливок из жаропрочных никелевых сплавов при литье по
выплавляемым моделям критическое значение = 4,3 • 104 К*с/м2. С
использованием критического значения критерия рассчитывают требуемую
направленность затвердевания, а затем — средства воздействия на затвердева-
ние и питание отливки.
Последовательность указанных расчетов реализована в алгоритме, блок-
схема которого приведена на рис. 6.10 [19]. Протяженный элемент отливки
(перо лопатки) разбивают на N слоев толщиной Д7. Вначале рассчитывают
283
284
требуемое время затвердевания z-го питающего слоя при i = 2...N в направ-
лении, противоположном направлению питания:
а)	т,- = -г,.! [1 + (<7т)крД/]
ИЛИ
б)	т,- = тм + (^с)крА/2/А/ф,
где Д/ф — интервал температур фильтрации сплава.
При / = 1 время xz рассчитывается предварительно поузловым методом.
По установленной направленности затвердевания (времени tz) для слоев
i = 2...N методом итераций находят требуемые значения коэффициента акку-
муляции теплоты формы йЭф? В первой итерации £Эф/ рассчитывается по tz
с учетом отвода теплоты от /-го слоя только в форму. В последующих итера-
циях учитываются также перетоки теплоты теплопроводностью в протяжен-
ном элементе (пере) и его термическое сопротивление. В этом случае
_ 2 [(й + С,) / -Д/У - Aj 7т, /у - Bi]
В’ ’*' = '
где 0Z - теплота, выделенная при затвердевании /-го слоя; Л/5	— ком-
плексы параметров уравнения теплового баланса /-го слоя; \|/ - коэффициент,
учитывающий термическое сопротивление слоя и являющийся функцией его
критерия Bi [см. формулу (6.20)];	— площадь контакта /-го слоя с формой;
/1п — температура поверхности отливки; /2н “ начальная температура оболоч-
ки формы.
Итерационный расчет Z>^z заканчивается по достижении в двух соседних
итерациях допустимого отклонения 8 их результатов (£Эф и £Эф).
По найденным требуемым значениям йЭф/ производятся выбор и расчет
рациональных средств воздействия на направленность затвердевания пера
лопатки. Для этого используется формула (6.18), связывающая йЭф с пара-
метрами формы и временем (в данном случае tz). Такими параметрами фор-
мы являются теплофизические свойства и толщина оболочки, ее начальная
температура, коэффициент теплоотдачи с наружной поверхности оболочки.
На последний значительное влияние оказывают дополнительные средства,
утепляющие и захолаживающие оболочку (тепловая изоляция, охлаждающая
засыпка). Перечисленные параметры и средства воздействия рассчитывают
для заданных значений Z>^z и tz. Однако при такой постановке решение
задачи становится слишком трудоемким. Поэтому в алгоритме отбирают к
средств воздействия в зависимости от геометрии отливки, производственных
условий и экономических требований. Вначале отобранные средства воздей-
ствия рассчитывают при последовательном переборе (q = 1...Л). Если полу-
ченные результаты неудовлетворительны, то рассчитывают комплексы средств
совместного воздействия на базе рекурсивной схемы постепенного получе-
ния нужного результата (требуемых йЭф z и tz).
285
Анализ влияния тепловой изоляции формы и охлаждающей оболочку за-
сыпки из металлической дроби на замедление и ускорение затвердевания пера
лопатки указывает на значительную роль некоторых дополнительных факто-
ров в этих явлениях [14]. Так, влияние тепловой изоляции на относительное
время затвердевания пера (отношение времени затвердевания в форме с теп-
ловой изоляцией тзт и без тепловой изоляции т3) эффективно, если отноше-
ние толщины оболочки формы 62 к приведенному размеру пера (отноше-
ние сечения пера к его периметру) меньше 3 (рис. 6.11). Если это отноше-
ние больше 3, то тепловая изоляция мало влияет на тзт/т3. На рис. 6.12
приведены результаты анализа влияния начальной температуры засыпки из
чугунной дроби на относительное время затвердевания пера (отношение вре-
мени затвердевания в форме с металлической засыпкой тзм и без засыпки).
Если начальные температуры засыпки и формы равны (1000°С), то засыпка
практически не влияет на время затвердевания пера. Со снижением началь-
ной температуры засыпки до 20°С относительное время затвердевания возра-
стает в 2,5—5 раз при разных отношениях д2/Хг. Таким образом, основным
способом управления скоростью затвердевания отливки в форме с засыпкой
из металлической дроби является изменение ее начальной температуры. Од-
новременно необходимо учитывать величину отношения Ь2/Хх.
Сравнением значений критериев KG и (^)кр была решена задача обеспе-
чения непрерывности питания пера крупной турбинной лопатки с двумя
полками путем подвода к перу дополнительного питателя [20]. Для определе-
ния протяженности участка пера, во время затвердевания которого достигает-
ся непрерывность питания, рассчитываются значения Gt и vt в сечениях пера
на разном удалении х от полки с учетом тепловых потоков, создаваемых
подводом теплоты из прибыли 1 и полок, а также изменением поперечного
сечения пера в направлении х (рис. 6.13). Начальное распределение темпера-
Рис. 6.11. Влияние толщины слоя тепловой изоляции (8Т) оболочки формы на относитель-
ное время затвердевания пера при отношении 82 / Xi9 равном 2 (кривая 7); 3 (2) и 4 (5)
Рис. 6.12. Влияние начальной температуры засыпки t3 H из чугунной дроби для оболочки
формы на относительное время затвердевания пера при отношении b2/Xv равном 1 (кри-
вая 7); 2 (2) и 4 (5)
286
туры в пере лопатки определяется расчетом заполнения формы через пита-
тель 7 расплавом по ранее рассмотренной методике (6.13) — (6.16). Если ло-
патка имеет две полки, то расчет выполняется в двух направлениях х от вер-
хней 2 и нижней 8 полок. Полученные кривые изменения KG сравнивают с
его критическим значением. В результате находят протяженность участков 1Х
и в пределах которых происходит удовлетворительное питание пера 5. Если
(J1 + l2) > L (длины пера), то обеспечивается питание всего пера (см. рис.
6.13,а). Если (lr + 12)<L, то необходимы дополнительные средства воздей-
ствия на питание пера (см. рис. 6.13, б), в частности подвод к перу дополни-
тельных питателей 3 и 4. Прежде всего устанавливают питатель 3 под верх-
ней полкой. Если это оказывается недостаточным, то размещают питатель 4
в средней части пера. По величине 12 определяется также длина нижней
питающей части стояка 6.
Рассмотренная схема расчетов питания крупных турбинных лопаток реа-
лизована в ППП для компьютеров типа PC. Наряду с программами решения
основных задач в пакет входят база данных и модуль вывода результатов
расчетов на экран монитора или принтер. Все программы связаны в пакет
операторами последовательного доступа, передающими информацию и резуль-
таты вычислений между программными модулями.
В общем объеме проектных работ для литья по выплавляемым моделям
важное место отводится проектированию пресс-форм для изготовления вып-
лавляемых моделей [21]. Пресс-формы должны обеспечивать получение мо-
делей с заданными точностью и шероховатостью поверхности, иметь мини-
мальное число разъемов, рациональные конструкции систем литниковой, вен-
тиляционной и охлаждения.
Рис. 6.13. Схема ЛПС лопатки и кривые KG при удовлетворительном (а) и неудовлетвори-
тельном (б) питании пера
287
Для автоматизированного проектирования пресс-форм с высокой степенью
унификации конструкций применяют программные комплексы, состоящие из
большого числа (например, более 30) программных модулей с параметричес-
кими описаниями всех типовых и стандартных деталей пресс-формы и биб-
лиотек графических объектов в среде графического редактора, например
AutoCAD [22]. Основная задача такой автоматизации проектирования по ме-
тоду полной гибкой параметризации состоит в том, чтобы избавить конст-
руктора от выполнения чертежных работ и сосредоточить его внимание на
проектировании формообразующей полости пресс-формы. Ее вычерчивание
(а также вкладышей) выполняется вручную, средствами системы AutoCAD.
Программный комплекс обеспечивает автоматический выбор и вычерчивание
остальных элементов пресс-формы и в результате - получение законченного
ее чертежа.
Более эффективным для автоматизации проектирования пресс-форм для
выплавляемых моделей является пакетный метод. В этом случае в ППП вхо-
дят следующие основные подсистемы:
ввода информации с чертежа детали;
расчета технологических параметров пресс-формы (размеров элементов, из
которых она формируется);
проектирования формообразующих поверхностей, литниковой и охлажда-
ющей систем с использованием графического редактора AutoCAD;
генерации сборочного чертежа пресс-формы из ранее полученных данных
по геометрии ее элементов и поверхностей (с необходимыми проекциями,
разрезами, размерами и др.);
разработки деталировочных чертежей с помощью библиотеки их загото-
вок;
подготовки управляющих программ для станков с ЧПУ;
автоматизированного архива разработанных пресс-форм.
В результате работы с ППП конструктор получает комплект документации
на пресс-форму для выплавляемых моделей, включающий сборочный чертеж,
рабочие чертежи деталей и спецификацию.
3. Интегрированные системы автоматизированного проектирования
литейной технологии
В последнее десятилетие большое внимание уделяют интеграции САПР ТП
литья. Применяют различные принципы интеграции систем разных уровней.
На рис. 6.14 приведена структурная схема ИСАПР ТП, в которой система
математического моделирования, реализующая физико-математическую модель
кристаллизации многокомпонентных сплавов [см. формулы (6.1) — (6.5)],
поддерживается подсистемами геометрического моделирования и информаци-
онного обеспечения [23]. Первая обеспечивает ввод в память компьютера
геометрического образа отливки со всеми размерными параметрами, а вторая
содержит базы данных, необходимых для решения технологических задач.
Пользователь системы прежде всего решает, моделировать на ЭВМ процессы
кристаллизации во всей отливке или в отдельных наиболее опасных тепло-
288
вых узлах. Соответственно они расчленяются на элементарные геометричес-
кие объемы и вводятся в компьютер. Кроме того, вводится оперативная ин-
формация по технологическим режимам и условиям производства. Результа-
ты моделирования выводятся на монитор или принтер для N выбранных се-
чений v отливки и формы. При неудовлетворительных результатах
проектировщик повторяет моделирование с новыми технологическими пара-
Физико-
механические
свойства материалов
Справочные данные
технологического
характера
Моделирование
процессов
кристаллизации
на ЭВМ
Ввод оперативной
информации
Технологические
решения
Выходная
информация
Дисплей
Сечение
отливки
Объем и масса
отливки
Температурное
поле в N сечениях
отливки и формы
Распределение
фаз в N сечениях
отливки
Распределение
пор в N сечениях
отливки
нет
Решение
удовлетворительное
Ввод новой информации
по технологическим
решениям
Выдача НТД и результатов
по выбранным сечениям
отливки и формы
Комплект
документов
Рис. 6.14. Схема ИСАПР ТП на основе САМ ЛП
10—1051
289
метрами, например с измененными положением отливки при заливке, литни-
ково-питающей системой и др. При удовлетворительном результате дается
команда на распечатку полного комплекта технологической документации.
При создании ИСАПР ТП литья целесообразно включить в ее состав для
предпроектной разработки технологического процесса, проектирования лит-
никово-питающих систем информационно-поисковую систему технологичес-
кого назначения (ИПС TH) [24]. Это позволяет повысить степень унифика-
ции технологических разработок и максимально использовать их нормализо-
ванные узлы и элементы.
Для проверки результатов проектирования технологических процессов, и
прежде всего ЛПС, возможно проведение математического моделирования
процесса затвердевания отливки, т.е. включение САМ в состав ИСАПР ТП.
Это важно для сложных и крупногабаритных отливок или отливок, к каче-
ству которых предъявляют особо высокие требования. Применение САМ спо-
собствует повышению достоверности проектных решений и сокращению тру-
доемкости последующего производственного апробирования разработанных
технологических процессов литья.
Важное значение как в техническом, так и в экономическом аспектах
имеют интегрированные системы автоматизации проектирования и техноло-
гической подготовки производства САПР/АСТПП [25]. Для достижения вы-
сокой эффективности интеграции САПР ТП и АСТПП первая из этих сис-
тем должна удовлетворять ряду требований. Во-первых, должно быть обеспе-
чено проектирование технологических процессов литья деталей высокой
категории сложности. Для их автоматизированного проектирования малопри-
менимы типовые технологические решения. Необходимо использовать мето-
ды оптимизационных расчетов и математического моделирования. Во-вторых,
должен достигаться высокий уровень автоматизации проектирования, при
котором основная часть проектных работ выполняется с использованием ЭВМ
и желательно в интерактивном режиме. Диалог человека и компьютера рас-
ширяет свободу действий проектировщика, дает ему возможность прерывать
вычисления, если рассчитываемый вариант по каким-либо соображениям
признан неудовлетворительным, переходить к новому варианту или выпол-
нять «параллельный» расчет вариантов. В-третьих, должна обеспечиваться
требуемая комплексность автоматизации проектирования (широта охвата эта-
пов проектирования автоматизацией), в том числе с машинным выполнением
комплекта конструкторской и технологической документации и управляющих
программ на машинных носителях. Без этого интеграция САПР ТП и АСТПП
может оказаться невозможной.
В САПР/АСТПП целесообразно использовать все три известных уровня
автоматизации проектирования технологических процессов литья: ИПС TH,
ППП для расчетов ТП и САМ ЛП (рис. 6.15). Это способствует повышению
достоверности результатов проектирования, что важно для обеспечения на-
дежности результатов работы АСТПП. Принятие ошибочных проектных ре-
шений может нанести такой ущерб производству, что автоматизация его тех-
нологической подготовки станет неэффективной или практически не нужной.
Одной из разновидностей АСТПП, получившей распространение в литей-
ном производстве, является система управления изготовлением металличес-
290
Канал связи с АСТПП
Рис. 6.15. Схема ИСАПР ТП, содержащей ИПС TH, расчетный ППП и САМ ЛП
10*
291
кой оснастки на металлорежущих станках с ЧПУ. Эта система объединяется
с САПР ТП в интегрированную систему на базе их продуктов, т.е. найден-
ные с помощью САПР параметры технологической оснастки служат исход-
ными данными для работы АСТПП. В ряде развитых стран (США, Англии,
Германии, Японии и др.) успешно применяют систему CAD/CAM для авто-
матизированного проектирования и изготовления металлической оснастки, в
частности пресс-форм для выплавляемых моделей. Система CAD проектирует
оснастку и технологию ее изготовления с выбором оборудования. Результаты
проектирования переносятся сразу в программы на машинных носителях для
станков с ЧПУ. Система САМ осуществляет управление процессом изготов-
ления деталей оснастки и их контроль. Использование системы CAD/CAM
позволяет сократить сроки изготовления оснастки, уменьшить расход металла
и снизить стоимость оснастки при повышении ее качества, а также сокра-
тить потребности в квалифицированных рабочих.
Дальнейшее развитие интегрированных систем сопряжено с необходимос-
тью расширения выполняемых ими функций и создания единого автоматизи-
рованного цикла, включающего проектные (конструкторские) работы, техно-
логическую подготовку производства и управление изготовлением отливок.
Для этого нужно повысить характеристики автоматизированного проектиро-
вания и прежде всего такие, как сложность объектов, уровень и комплекс-
ность автоматизации проектирования. Потребуются также существенное рас-
ширение состава баз данных и объединение их в единый банк интегрирован-
ной системы, создание на предприятиях многоуровневых вычислительных
систем коллективного пользования с развитым комплексом периферийных
устройств, интерфейсов для обмена информацией внутри вычислительной
системы предприятия, а в дальнейшем и между системами ряда предприятий
и общим банком данных.
Глава 7
ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ И ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ
ОСНОВЫ НАПРАВЛЕННОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ'
1.	Методы направленной кристаллизации при получении
лопаток ГТД и ГТУ
2.	Формирование столбчатой структуры в отливках из жаро-
прочных никелевых сплавов
3.	Связь структуры жаропрочных сплавов с условиями на-
правленной кристаллизации
4.	Особенности получения турбинных лопаток с монокрис-
таллической структурой
5.	Эксплуатационные свойства лопаток
6.	Крупногабаритные лопатки ГТУ с направленной и моно-
кристаллической структурой
7.	Опытные и серийные установки для направленной крис-
таллизации отливок из жаропрочных и коррозионностой-
ких сплавов
8.	Отливка лопаток с монокристаллической структурой и
проникающим (транспирационным) охлаждением
1.	Методы направленной кристаллизации,
применяемые при получении лопаток ГТД и ГТУ
При получении монокристаллических отливок из жаропрочных материа-
лов, в частности лопаток ГТД и ГТУ, используют способы, которые условно
можно разделить по следующим признакам.
По способу нагрева и поддержания температуры формы с расплавом:
—	использование экзотермических смесей;
-	индукционный нагрев с помощью графитовой гильзы-приемника;
—	использование нагревателя сопротивления;
—	прямой индукционный нагрев.
1 © совместно с канд. техн, наук В.В. Герасимовым.
293
По способу охлаждения:
—	радиационный;
—	конвективный;
—	за счет теплопроводности;
—	смешанный;
—	обдув газом.
По способу экранирования зоны нагрева и охлаждения.
По способу дополнительного воздействия на расплав:
—	электрическим током;
—	ультразвуком;
—	магнитными полями.
Основные схемы процессов направленной кристаллизации
PD (power down) [1]. Сущность метода в том, что постепенно снижают
мощность нагревателей форм, начиная с нижнего нагревателя. Схема проста,
надежна, но есть большие трудности в управлении и регулировании скорости
охлаждения отливки.
HRS (high rate solidification). Метод заключается в том, что форма, закреп-
ленная (чаще всего) на водоохлаждаемом штоке, постепенно извлекается из
зоны нагрева, чем обеспечивается вертикальный градиент температур, необ-
ходимый для создания условий НК.
Способ называется высокоскоростным, так как при нем обеспечиваются
более высокие скорости кристаллизации, чем при процессе PD.
LMC (liquid metal cooling) [2]. Заключается в том, что форма с расплавом
перемещается из зоны нагрева, одновременно погружаясь в охлаждающую
среду из легкоплавкого расплава. Применение конвективного охлаждения в
данном варианте существенно повышает скорость теплоотвода, что вызывает
значительные структурные изменения в сплаве деталей.
FBQ (fluidised bed quenched) [3]. Охлаждение в псевдокипящем слое по
эффективности воздействия на кристаллизующийся расплав приближается к
способу LMC, но сложнее при практической реализации.
В основе воздействия электротока на расплав лежит различное электро-
сопротивление твердого металла и расплава. Поэтому проходящий через рас-
плав электрический ток на фронте кристаллизации будет в первую очередь
«перетекать» через выступы неплоского фронта кристаллизации в затвердев-
шую часть отливки. Подбором плотности тока добиваются того, чтобы денд-
ритные выступы, проросшие в расплав, были расплавлены, а фронт роста был
бы плоским в течение всего цикла кристаллизации. Это позволяет получать
требуемую структуру эвтектических сплавов при меньших осевых градиентах
температур, снизить пористость в отливках из обычных жаропрочных спла-
вов за счет уменьшения протяженности твердожидкой зоны.
Воздействие ультразвука на кристаллизующийся расплав используют для
повышения степени дисперсности макрозерен в отливках при равноосном
литье. При направленной кристаллизации (НК) ультразвук используют для
определения положения фронта кристаллизации, непрерывного контроля ско-
рости кристаллизации и температурного градиента [4].
294
Воздействие магнитного поля на расплав при НК используют при полу-
чении заготовок режущего инструмента*. Однородное интенсивное магнит-
ное поле, ориентированное строго вертикально и по направлению теплоот-
вода, «выстраивает» (ориентирует) домены в осевом направлении в прилега-
ющих к поверхности раздела фаз участках жидкой фазы, — таким образом
исключается вероятность боковой ориентации растущих снизу вверх дендри-
тов и подавляется зарождение и рост кристаллов с боковой поверхности
формы.
2.	Формирование столбчатой структуры в отливках
из жаропрочных никелевых сплавов
Два процесса обеспечивают успех получения отливок с управляемой на-
правленной структурой:
—	процесс зарождения кристаллов;
—	процесс дальнейшего их роста.
Особенности процесса зарождения и роста кристаллов
при направленном теплоотводе
Фазовые переходы металлических расплавов определяются законами тер-
модинамики. Устойчивой при определенных внешних условиях будет фаза,
обладающая наименьшей свободной энергией. При изменении внешних ус-
ловий возможны переходы одной фазы в другую. Самопроизвольное превра-
щение одной фазы в другую при отклонении внешних условий от равновес-
ных все же затруднено. Это связано с тем, что зарождение новой фазы со-
провождается появлением поверхности раздела между фазами и,
следовательно, увеличением свободной энергии системы, так как атомы по-
верхностного слоя любого вещества обладают большей свободной энергией,
чем атомы внутренних слоев. Поэтому, как правило, все фазовые превраще-
ния протекают при некотором переохлаждении ниже температуры точки пе-
рехода.
На начальных стадиях превращения число поверхностных атомов образу-
ющейся фазы очень велико по отношению к числу внутренних. При даль-
нейшем росте зародыша новой фазы свободная энергия поверхностного слоя
растет пропорционально величине поверхности, т.е. квадрату радиуса г части-
цы (для сферического зародыша), а уменьшение свободной энергии в объеме
вещества, испытывающего превращение, пропорционально величине этого
объема, т.е. кубу радиуса частицы. Суммарное изменение свободной энергии
F можно представить уравнением [5, с.51-60]:
- К2 у пг3,	(7.1)
* Грач И.М. и др. Устройство для магнитной обработки направленно кристаллизую-
щихся отливок. А.с.№ 1424963. Опубл, в БИ № 35. 23.09.88
295
где Ку — поверхностная энергия на единицу поверхности; К2 — разность зна-
чений удельной свободной энергии старой и новой фаз в расчете на единицу
объема.
По мере увеличения радиуса частицы величина производной свободной
энергии по величине частицы
d\F/dr =	- 4^2лг2	(7.2)
переходит через нуль при г = 2 Ку/К2, а приращение свободной энергии —
через максимум [6, с.339—359]. Из этого следует, что начиная с какого-то
«критического» значения радиуса частицы новой фазы свободная энергия на-
чинает уменьшаться с увеличением размеров частицы. Частицы размером
> гкр — устойчивы в термодинамическом отношении и способны расти даль-
ше, так как их рост сопровождается уменьшением свободной энергии. Как
видим, начало превращения, даже теоретически, возможно только вследствие
особых условий, облегчающих начало превращения.
Условиями, облегчающими начало превращения, могут быть:
—	наличие энергетических флуктуаций;
—	наличие флуктуаций плотности, обеспечивающих возможность зарожде-
ния и первоначального роста частиц новой фазы в недрах старой фазы без
образования поверхности раздела, с постепенным плавным переходом струк-
туры одной фазы в структуру другой;
—	. готовые поверхности раздела, которыми могут служить поверхности
примесных включений с подобной кристаллической решеткой, поверхности
раздела металла и окружающей среды (стенки формы, например). Если твер-
дое вещество начинает возникать из расплава без помощи инородных цент-
ров кристаллизации, говорят о гомогенном зародышеобразовании. Если же
кристаллизация начинается от стенок литейной формы или иных инородных
примесных частиц, говорят о гетерогенном зародышеобразовании.
Из-за большого вклада поверхностной энергии в полную свободную энер-
гию малых частиц гомогенное зародышеобразование требует очень большой
движущей силы, т.е. большого переохлаждения. Так, экспериментально дос-
тигнутое переохлаждение для никеля 310°С, кобальта ЗЗО°С, меди 236°С. Ха-
рактерной для гомогенного зародышеобразования металлов считается величи-
на переохлаждения ~ 0,18 (температура плавления).
В обычных условиях, встречающихся на практике, расплав содержит боль-
шое число гетерогенных центров. Поэтому большие переохлаждения, необхо-
димые для начала гомогенного образования зародышей, никогда не достига-
ются. Одновременно отпадает необходимость преодоления очень большого
термодинамического барьера, препятствующего гомогенному образованию за-
родышей.
Скорость гомогенного образования зародышей I в единице объема рас-
плава будет равна [6, с.339—359]
I = n^vLS ,	(7.3)
где ni — число критических зародышей; со — число атомов, окружающих кри-
тический зародыш; vLS — частота, с которой атомы могут «перескакивать»
через поверхность раздела жидкость—твердое тело.
296
Окончательно (подробный вывод представлен в работе [6]), после подста-
новки значений величин в уравнение (7.3), скорость гомогенного зародыше-
образования будет иметь вид:
I =
ULM
ЗЬН2ЬТ2кТ ’
(7.4)
где By — предэкспоненциальный множитель, который зависит от поверхност-
ной энергии и размеров критических зародышей; DL — коэффициент диффу-
зии в жидкости; — коэффициент диффузии в жидкости при равновес-
ной температуре плавления Гм;	« 1 для металлов); о - поверхност-
ная энергия; Тм — равновесная температура плавления; Vs — молярный объем;
ДЯ — изменение энтальпии системы; ДТ — величина переохлаждения ( ДТ =
Тм~ Т); к — постоянная Больцмана, Дж/град.
Для скорости гетерогенного образования зародышей формула имеет ана-
логичный выражению (7.4) вид:
Т D
dlm
/(0)]
ЗДЯ2ДГ2£Т ’
(7.5)
где /(0) - функция Фольмера, зависящая от угла смачивания 0 [7, с. 155—226]:
/(0) = (2 + cos0)(l-cos0)2/4.
Важное различие заключается в том, что барьер, связанный с изменени-
ем свободной энергии, в последнем случае меньше. Это уменьшение зави-
сит от величины угла смачивания 0. Барьер исчезает совсем, когда 0 стре-
мится к нулю, т.е. когда растущая твердая фаза полностью «смачивает»
подложку. Существенное значение при гетерогенном образовании зародышей
имеет также шероховатость поверхности. Для практики направленной крис-
таллизации при управлении процессом зарождения важными характеристика-
ми являются:
—	величина переохлаждения;
—	угол смачивания расплавом керамической оболочки.
В зависимости от состояния поверхности раздела жидкой и твердой фазы
возможны различные механизмы роста:
—	непрерывный рост;
—	ступенчатый рост;
—	рост при двухмерном зародышеобразовании;
—	рост посредством винтовых дислокаций и др.
Рассмотрим подробнее механизм непрерывного роста твердой фазы из
расплава. Зародыш размером >гкр при дальнейшем охлаждении растет путем
присоединения атомов из окружающего расплава (границу раздела фаз в этом
случае называют диффузной). Причем этот процесс идет с уменьшением внут-
ренней энергии. Легкость, с которой атомы могут присоединяться к поверх-
ности растущей твердой фазы, зависит от состояния этой поверхности. Тео-
ретически существуют два типа поверхностей раздела:
297
—	атомарно-гладкая поверхность раздела фаз с плотной упаковкой атомов.
Переход от жидкой фазы к твердой в этом случае должен осуществляться в
области толщиной в один атомный слой;
—	диффузная поверхность раздела фаз, на которой переход от жидкости к
твердой фазе осуществляется на протяжении нескольких атомных слоев.
При затвердевании металлических расплавов наиболее вероятным является
наличие «шероховатой» диффузной границы раздела фаз, рост на которой
происходит гораздо легче, чем на атомарно-гладкой.
Для перехода атомов из жидкости в твердую фазу нужна энергия актива-
ции Д(7. Частота, с которой атомы преодолевают этот барьер, равна колеба-
тельной частоте v0, умноженной на число атомов, свободная энергия кото-
рых в данный момент на величину ДО больше свободной энергии атомов
жидкости. Концентрация таких атомов будет пропорциональна Q~(^G/kT>, Ча-
стота переходов атомов из жидкости в твердую фазу
Ут с. = yQe'^G/kr>.	(7.6)
v	z
Атомы будут перескакивать и в обратном направлении из твердой фазы в
жидкую, преодолевая при этом барьер, на величину ДСМ больший, чем при
прямом переходе. Частота перехода при этом составляет:
v„ = Уое-К^^м)/*?’].	(7.7)
Результирующая частота перехода через границу раздела равна:
v = VLS~VSL = v£S<1-e (А<?м/А:7)).
(7.8)
Изменение свободной энергии атома ДСМ при переходе атомов из жидко-
АТ
сти в твердое состояние будет равна ДСМ = ДЯ----.
Обозначим переохлаждение ДТ через ДТК, чтобы подчеркнуть, что это
кинетическое переохлаждение, определяющее поведение границы раздела, и
будем считать его положительным при Т < Тм. Тогда для температуры, близ-
кой к температуре плавления, Т « Тм,
v = ~VLS
кН„ • дтк
м к
кТ^

Если считать, что все точки диффузной границы раздела фаз одинаково
выгодны для присоединения атомов, то скорость непрерывного роста R = ау,
где а — перемещение границы раздела при присоединении атома. Следова-
тельно,
R = ~avLS
ДЯМ • ДГК
(7.Ю)
298
Частота скачков атомов в жидкости, по Шьюмону, составляет vL= бД^/Х2,
где X — величина скачка; DL — коэффициент диффузии в жидкости.
Частоту, с которой атомы пересекают поверхность жидкость—твердое тело,
обычно принимают равной 1/6 частоты скачков в жидкости, так как к та-
кому пересечению приводит скачок только в одном из шести возможных
направлений.
Приняв величину скачка X равной межатомному расстоянию а, получим
vi5=^/«2-	(7-Н)
Подставив это значение vLS в (7.10), получим выражение кинетического
закона непрерывного роста
R = _ DL • Л#м •	(7.12)
Иногда этот закон записывают в другой форме [6]:
R = B*lh^T^	<7-13>
тле В2 ~ постоянная, определяемая из уравнения (7.12); DLM — коэффициент
диффузии при равновесной температуре плавления.
Так как для металлов	= D « 1, скорость роста линейно зависит от
переохлаждения. Подробное аналитическое рассмотрение других механизмов
роста можно найти в [6;7;8, с. 91—96].
Рассмотрим влияние характеристик сплава (состав, интервал кристаллиза-
ции, наклон линий ликвидус и солидус) и тепловых параметров процесса на
структуру получаемых отливок.
При равновесных условиях кристаллизации, т.е. когда полностью протека-
ет диффузия в твердой и жидкой фазе, состав фаз меняется в соответствии с
диаграммой состояния. Различие в составах твердой и жидкой фаз определя-
ется равновесным коэффициентом распределения К
К = CS/CL ,	(7.14)
где Cs — концентрация растворенного компонента в твердой фазе; CL —
концентрация растворенного компонента в жидкой фазе.
Коэффициент распределения К < 1, когда TL и Ts понижаются с повыше-
нием концентрации растворенного компонента.
При равновесной кристаллизации в начале затвердевания выделяется твер-
дая фаза состава Х^С0, при этом состав жидкости CL = Со.
При температуре Г* ниже TL составы твердой и жидкой фаз изменятся и
будут определяться из уравнения сохранения общего количества растворен-
ного компонента, которое может быть записано в виде
Csfs + CLfL = Со,	(7.15)
где fs и fL — массовые доли твердой и жидкой фаз соответственно.
299
После окончания затвердевания вся твердая фаза будет иметь состав
С5 = Со.
В практически важных случаях кристаллизации сплавов в однонаправлен-
ном тепловом потоке состав твердой и жидкой фаз определяется через эф-
фективный коэффициент распределения
^Ф=С5/СО,	(7.16)
где Cs — концентрация растворенного компонента в образующейся твердой
фазе; Со — концентрация растворенного компонента в жидкой фазе на рас-
стоянии от фронта кристаллизации большем, чем толщина 6 приграничного
диффузионного слоя.
Внутри этого слоя массоперенос осуществляется только диффузией, а вне
его — состав жидкой фазы поддерживается благодаря конвекции. Накопление
растворенного, более легкоплавкого компонента перед фронтом кристаллиза-
ции приводит к нестабильности плоского фронта и изменению морфологии
фазовой границы. Стабильность фазовой границы означает ее устойчивость к
изменениям формы. Стабильная граница, на которой имеются возмущения в
форме неровностей, в течение ограниченного времени вновь принимает плос-
кую невозмущенную форму. На нестабильной поверхности раздела появив-
шиеся возмущения усиливаются до тех пор, пока не достигается новое ста-
ционарное состояние, в котором фазовая граница может иметь ячеистую или
дендритную форму.
Описание морфологии фазовой границы с учетом возникающих нестабиль-
ностей весьма затруднительно даже для однофазных сплавов. Качественное
представление об устойчивости плоского фронта кристаллизации дает крите-
рий концентрационного переохлаждения [7,8].
Рассмотрим модель кристаллизации сплава в направленном температурном
поле с ориентированным тепловым потоком Q. Схема модели приведена на
рис. 7.1. Тепловой поток Q обусловливает зависимость температуры от рас-
стояния X по высоте образца, графически представленную кривой (TqL — TqS)
и определяет температурные градиенты в твердой фазе Gs и расплаве GL. Из-за
различной растворимости компонентов в твердой и жидкой фазах перед фрон-
том кристаллизации образуется диффузионный пограничный слой 6 с максималь-
ной концентрацией растворенного элемента Стах. Этот слой определяет зависи-
мость температуры ликвидуса TL от расстояния X от фронта кристаллизации.
Совмещая температурные поля TqL и Tl на фронте кристаллизации, т.е. при
X = 0, получают критерий существования и протяженности зоны концентра-
ционного переохлаждения 1 (см. рис. 7.1, б).
Для продвижения фронта кристаллизации со скоростью R требуется неко-
торое, хотя и небольшое для металлов, переохлаждение, поэтому на фазовой
границе фактическая температура TqL (при X = 0) должна быть ниже темпе-
ратуры ликвидус TL (при X = 0), обусловленной составом. Если градиент тем-
пературы ликвидус превосходит градиент фактической температуры, то обра-
зуется зона концентрационного переохлаждения. Тогда даже при повышении
температуры TqL с увеличением X (положительный температурный градиент)
существует устойчивая зона переохлажденного расплава. Поэтому любой вы-
ступ на плоской фазовой границе имеет более благоприятные условия роста,
300
чем остальные участки плоскости. Это вызывает ячеистый или дендритный
рост. Для подавления зоны концентрационного переохлаждения и, следова-
тельно, для обеспечения стабильности плоского фронта необходимо [8], чтобы
dTQL /dX > dTL /dX при X = 0 ,	(7.17)
где dTQL/dX = GL — градиент в расплаве, который можно измерить термо-
парами; dTL/dX — градиент температуры ликвидус — оценивается по разно-
сти температуры ликвидус и солидус на расстоянии
X = 8 « D/R-	(7.18)
dX ЛГ=0
TL - Ts _ ДТ ~ ДТ • R
5	5 * D
(7.19)
В литературе вместо GL используют обозначение G, тогда критерий ста-
бильности плоской границы можно записать в виде
G > ДТ
R~ D '
(7.20)
Рис. 7.1. Возникновение концентрационного переохлаждения (схема модели):
а — образец в направленном тепловом потоке Q и кривая распределения второго компо-
нента по высоте образца (5, L — твердая и жидкая зоны образца; С£, Cmax, А"С0, Cs -
переменная концентрация компонента В в образце; 8 — диффузионный слой с переменной
концентрацией; X — расстояние от фронта кристаллизации); б — кривая распределения
температур по высоте образца TqL- TqS (Tl~ переменная температура ликвидус; GL, GLi,
GL2 — градиенты температур в жидкости при изменении внешних тепловых параметров про-
цесса; 1 — зона (заштрихована) концентрационного переохлаждения; Gs - градиент темпе-
ратур в твердой фазе); в — фрагмент диаграммы состояния компонентов А— В при Л"о<1
(ДТ - интервал кристаллизации)
301
От этого общего приближенного выражения с помощью диаграммы состо-
яния можно легко перейти к другим формулам, если ДГ заменить эквивалент-
ными величинами [6,7,8]. Формула (7.20), как правило, применяется для од-
нофазных сплавов и легированных эвтектик [8].
На толщину диффузионного приграничного слоя большое влияние оказы-
вает конвекция. Конвекцию расплава вызывают следующие основные
причины:
—	неоднородность плотности расплава, обусловленная температурными и
концентрационными градиентами;
—	выделение твердых, жидких и газообразных фаз различной плотности;
—	изменение объема на поверхности раздела жидкость—кристалл (напри-
мер, усадка при затвердевании);
—	внешние воздействия (например, действие электромагнитных полей, ме-
ханическое перемешивание, вибрации).
Влияние конвекции на мор-
фологию фронта кристаллиза-
ции оценивается через эффек-
тивный коэффициент распреде-
TL ления или коэффициент формы
фронта Хф, — тогда критерий
стабильности имеет вид [8]
Рис, 7,2, Влияние концентрационного переох-
лаждения (6 — зона концентрационного переох-
лаждения; TL и Tq — изменение температуры
ликвидус и температуры расплава под действи-
ем теплового потока) на морфологию фронта
кристаллизации:
1 — плоский фронт; 2 — ячеистый; 3 — дендрит-
но-ячеистый; 4 — дендритный; 5 — смешанный;
I, II — поперечное и продольное сечение образца
(S и L — твердая и жидкая его часть)
К + (1-К)ед
где Д = 8К* R/D, 8К — толщина
диффузионного пограничного
слоя при наличии конвекции
[7,8]. Графически влияние обла-
сти концентрационного переох-
лаждения с учетом конвекции в
приграничном слое расплава на
морфологию фронта кристалли-
зации и, следовательно, на
структуру отливок показано на
рис. 7.2 [9]. Несмотря на при-
ближенный характер критерия
концентрационного переохлажде-
ния, приведенная на рис. 7.2 схе-
ма явилась теоретической осно-
вой для разработки технологичес-
кого процесса, обеспечивающего
получение разнообразных струк-
тур жаропрочных сплавов.
302
Точный количественный расчет процесса зарождения и роста кристаллов
в настоящее время затруднен из-за большого количества переменных вели-
чин, экспериментальное определение которых при высоких температурах при-
водит к большим погрешностям.
Однако краткий обзор теоретических работ, посвященных зарождению и
росту кристаллов, позволяет определить ряд основных положений, полезных
в практике направленной кристаллизации отливок.
—	Зарождение кристаллов максимально облегчено при применении под-
ложки, хорошо смачиваемой расплавом и имеющей минимальное несоответ-
ствие кристаллических решеток с кристаллизующимся расплавом. Примене-
ние модификаторов, влияющих на смачиваемость поверхности формы жаро-
прочным сплавом, является одним из рычагов управления структурой при
направленной кристаллизации.
—	Кристаллографическая ориентация зародившегося кристалла носит ве-
роятностный характер при самопроизвольном зарождении. Наиболее надеж-
ным способом управления ориентацией является введение затравок с задан-
ной кристаллографической ориентацией.
—	Чем больше градиент температур на фронте кристаллизации, тем выше
устойчивость плоского фронта.
—	Чем меньше коэффициент распределения и чем больше второго компо-
нента в сплаве, тем устойчивее фронт роста.
—	Чем выше скорость кристаллизации, тем уже зона концентрационного
переохлаждения, тем меньше остаточная химическая неоднородность закрис-
таллизовавшегося металла.
—	Процесс направленной кристаллизации необходимо организовать так,
чтобы скорость роста была максимальной, а скорость зародышеобразования
минимальна.
В общем случае зависимость скорости образования зародышей и скорость
их роста от степени переохлаждения расплава представлена на рис. 7.3
(сплошные линии). Для металлов удается наблюдать только восходящие вет-
ви кривых (пунктирные линии), так как критических степеней переохлажде-
ния Т «0,187^, соответствующих гомогенному зародышеобразованию, при
наличии стенок формы и большого количества примесей в расплаве на прак-
тике достичь не удается.
Рис, 7.3. Влияние степени
переохлаждения на число
цетров (7) превращения
(А и В — начало и конец
превращения) и линей-
ную скорость роста крис-
таллов (2):
— - для металлов;
--- — для вязких жид-
костей
303
Согласно [6], скорость образования зародышей экспоненциально зависит
от переохлаждения ДТ и является функцией краевого угла смачивания 0.
Скорость роста или скорость кристаллизации зависит от типа поверхности
раздела твердой и жидкой фаз. При затвердевании расплавов наиболее веро-
ятным является наличие «шероховатой» диффузной границы раздела фаз, рост
на которой происходит гораздо легче, чем на атомарно-гладкой. При непре-
рывном механизме роста скорость кристаллизации линейно зависит от степе-
ни переохлаждения, если оно не чрезмерно велико, когда диффузионная
подвижность атомов становится слишком малой. Различие в зависимостях
скорости кристаллизации и скорости зародышеобразования от ДТ позволяет
при НК управлять количеством макрозерен в отливках. Действительно, при
НК процесс зарождения и первоначального роста зерен сосредоточен в уз-
ком придонном слое расплава. Изменяя температурные условия на дне фор-
мы еще до заливки в форму расплава, можно создавать заданное переохлаж-
дение заливаемого сплава на дне формы, что вызовет появление различного
(от одного до множества) числа зерен, рост которых будет определяться пос-
ледующими условиями кристаллизации. Для предотвращения в процессе ро-
ста появления «паразитных» зерен в отливке, необходимо создать условия НК,
при которых скорость роста будет превышать скорость появления новых цен-
тров кристаллизации (см. рис. 7.3).
Особенно большое внимание изучению и реализации процессов зарожде-
ния и роста кристаллов жаропрочных сплавов на никелевой основе уделялось
при разработке технологии литья монокристаллических лопаток в работах
Д.А. Петрова, возглавлявшего в конце 60-х — начале 70-х годов это перспек-
тивное направление в научно-технической деятельности ВИАМ.
К тому времени было известно [10], что в США с 1960 г. ведутся работы
по НК никелевых сплавов с целью значительного повышения прочности и
пластичности за счет исключения поперечных границ зерен в структуре от-
ливок. Расплавленный металл заливается при температуре примерно 1600°С в
огнеупорную керамическую форму, дном которой является медная водоохлаж-
даемая плита. При затвердевании образуется структура из однонаправленных
столбчатых кристаллов с ориентацией [001], подобно тому как это наблюда-
ется при кристаллизации расплава на холодных стенках изложницы.
Кристаллографическая ориентация зародышей, появившихся на холодиль-
нике, имеет вероятностный характер. В кубической сингонии вследствие
высокой степени симметрии распределение всех возможных ориентаций сво-
дится воедино в стереографическом треугольнике. Зерну каждой отдельной
ориентации соответствует в таком треугольнике отдельная точка. Равноверо-
ятность появления любой ориентации на поверхности холодильника выразит-
ся равномерно распределенным множеством точек на площади стереографи-
ческого треугольника.
По мере развития возникших зародышевых центров, те из них, которые
примыкают к ориентации [001], вследствие преобладающей скорости роста,
будут подавлять рост всех прочих зерен.
В работе [11] прослежена эволюция дендритной структуры в слитках спла-
ва MAP М200. На расстоянии уже около 1—1,5 мм от плоскости холодильни-
ка устанавливается столбчатый рост. На расстоянии 13 мм от холодильника
304
плотность столбчатых зерен составляет 47 зерен на 1 см2 поперечного сечения
слитка, на расстоянии 155 мм - 16 зерен на 1 см2. При измерениях ориента-
ции на первом уровне (13 мм) установлен разброс до 7° от направления [001],
на втором (155 мм) — до 2,5°. В промышленности техническими условиями
на отливку допустимым отклонением от направления [001] считается 10—15°.
Дальнейшее развитие технологии НК за рубежом привело к разработке
процесса получения монокристаллических отливок сложной формы очень
изящным методом [1]. В основу метода положен принцип геометрического
отбора одного кристалла из множества зародившихся и растущих от плиты-
холодильника. Для осуществления такого отбора было разработано стартовое
устройство, позволяющее «прорасти» в полость отливки только одному зерну
с ориентацией [001] (рис. 7.4, а), В дальнейшем прямоугольные, многопово-
ротные литниковые ходы были заменены на спиральный литниковый ход,
преимущественно в виде «геликоида» (рис. 7.4, б). Работа такого стартового
устройства описана в книге [12, с.126—146, 207—313].
Более подробно рассмотрим развитие технологии литья лопаток с направ-
ленной и монокристаллической структурой в России. Развитие отечественной
технологии НК, так же как и оборудования, идет от технологии получения
полупроводников, что наложило свой отпечаток на весь ход дальнейших ра-
бот. В частности, оттуда перешла идея использования затравки, обеспечива-
ющей наиболее естественный способ управления кристаллографической ори-
ентацией отливки. Вопрос сводился к тому, как и куда установить затравку,
чтобы получить монокристаллическую лопатку. Потребовались значительные
Рис. 7.4. Кристаллоотборник при литье монокристаллических лопаток ориентации [001]:
а — схема (1 — стартовое основание; 2 — многоповоротный канал для отбора одного кри-
сталла из множества первоначально зародившихся; 3 — монокристаллическая лопатка); б —
кристаллоотборник в виде геликоида
305
затраты труда и времени, чтобы ответить на поставленные вопросы, создать
специальное литейное оборудование, надежную керамическую оболочковую
форму, провести исследование структур полученных отливок и довести ре-
зультаты разработок до промышленного применения. На первом этапе рабо-
ты основное внимание разработчиков было сосредоточено на исследовании
условий зарождения и разработке технологических параметров, обеспечиваю-
щих получение монокристаллических образцов и лопаток небольшого разме-
ра. В результате этой работы в ВИАМ* было создано специальное стартовое
устройство в виде «козырька» переменного сечения вокруг нижней плоской
базы изделия (рис. 7.5).
При разработке стартового козырька, обеспечивающего получение моно-
кристаллов жаропрочных сплавов, учитывались наблюдения А.В.Шубникова
за кристаллизацией капель раствора NH4C1 [13]. В опытах по кристаллизации
хлористого аммония было замечено, что при медленном испарении капли на
ее периферии возникает небольшое число центров кристаллизации, чаще все-
го - только один центр. В начале своего развития кристаллический зародыш
очень быстро растет в обе стороны по касательным к кольцевому ободку
капли, причем скорость роста кристалла по окружности капли не менее чем
в 50 раз превышает скорость роста внутрь капли. Возникающий на перифе-
рии капли центр кристаллизации является монокристаллическим зародышем:
зародышем одиночного дендрита. Обегая окружность капли с большой ско-
ростью, растущий дендрит принимает форму кольца, но его кристаллическая
решетка при этом заметным образом не искривляется. Описав полную ок-
ружность или значительную ее долю, дендрит получает возможность расти
своими ветвями только внутрь капли. В результате дальнейшей кристаллиза-
ции в поле капли образуются четыре системы взаимно параллельных ветвей,
которые являются ветвями одного монокристаллического кольцевого дендри-
та. Следует отметить, что при неправильной форме растекшейся по стеклу
капли наиболее вероятным местом появления первого зародыша является
место, где кривизна контура капли наибольшая.
На этих наблюдениях был основан метод получения монокристаллов ни-
келевых жаропрочных сплавов, разработанный в ВИАМ. Путем охлаждения
тонкого искусственно созданного места, так называемого «стартового козырь-
ка», получают один зародыш, который «обегает» в дальнейшем по периферии
слитка, распространяется затем по всей горизонтальной плоскости, не позво-
ляя появиться другим зародышам. Для надежного получения заданной ори-
ентации в место естественного зарождения вводится затравка из жаропрочно-
го сплава.
Для практической реализации метода разработаны специальные керамичес-
кие подножия с плоской поверхностью и центральным карманом для разме-
щения затравки, на котором (подножии) с помощью пресс-формы изготавли-
вали стартовый козырек для 1—6 деталей из модельной массы на основе
мочевины (см. рис. 7.5). Стартовый козырек для одного цилиндрического
образца или лопатки (см. рис. 7.5, а, в) обеспечивал очень низкий выход год-
* Патент Швеции №361832 (приоритет СССР). Петров Д.А., Туманов А.Т. Способ по-
лучения монокристаллических отливок.
306
б	в	г	д
Рис. 7.5. Схема «стартового козырька» при монокристаллическом литье:
а — для одной лопатки (А — замок; В — стартовый козырек вокруг узкой 1 или широкой
2 стороны замка); б — для блока из шести лопаток; в, г — для одного или двух цилинд-
рических образцов; д — для прямоугольного слитка
ного по структуре, что объясняется не только дефектами геометрии козырька
(сколы, заусенцы, засоры), но и влиянием изменения угла падения тепловых
лучей в процессе перемещения формы из нагревателя. Переход на стартовое
устройство для двух образцов (см. рис. 7.5, г), козырьки которых соединены
между собой, сместил точку зарождения монокристалла в более «холодное»
место кристаллизационной печи и уменьшил влияние угла падения тепловых
лучей в этой области. В дальнейшем даже для одного слитка сечением
20x40x180 мм стартовое устройство изготавливалось из двух «сапожков», со-
единенных козырьками по оси отливки (см. рис. 7.5, д}. Этот подход сохра-
нился и для блоков из 2, 4, 6 лопаток. Для обеспечения заданной кристалло-
графической ориентации предложено в точку естественного зарождения (стык
козырьков) поместить монокристаллическую затравку первоначально из того же
жаропрочного сплава, а позже из чистого никеля или из сплава никель—воль-
фрам* . Для размещения затравки в стартовом подножии, как упоминалось ра-
нее, был устроен специальный керамический затравочный карман, верхнее от-
верстие которого выходило точно в место сопряжения козырьков. Такое старто-
вое устройство позволило получить монокристаллические лопатки и образцы.
* Петров Д.А., Толораия В.Н., Рогов А.В. и др. Способ изготовления отливок из жаро-
прочных сплавов с направленной и монокристаллической структурой. А.с. №839153. -
Опубл, в БИ 16.01.80, кл. В22Д 27/04.
307
Рис. 7.6. Устройства для ли-
тья монокристаллов (первые
схемы):
а, б — со стартовыми ко-
зырьками и медным холо-
дильником (7, Г - холо-
дильник с плоской рабочей
поверхностью и со специ-
альным гнездом; 2, 2' — ке-
рамическая форма с плос-
ким дном и с затравочным
карманом; 3, 3’ — нагрева-
тели); в — с опорным сто-
лом (4) на подвижном што-
ке (5); г — с верхней под-
веской форм (6) и двумя
независимо управляемыми
концентрично расположен-
ными холодильниками (7, 8)
308
Естественно, использование такого способа получения монокристаллов
потребовало не только активизации работ по керамическим формам, но и
создания нового оборудования и его непрерывного усовершенствования.
Так, кристаллизатор был вначале с гладкой верхней рабочей поверхностью
(рис. 7.6, а), затем в нем было сделано углубление под затравочный карман
(рис. 7.6, б). Так как разогреть дно формы до требуемой температуры при
наличии холодильника внутри нагревателя не удавалось, был разработан опор-
ный стол (рис. 7.6, <?), закрепленный на горизонтальном штоке, затем опор-
ный стол был сделан на вертикальном подвижном штоке, соосном с основ-
ным штоком кристаллизатора. И, наконец, для создания требуемого градиен-
та температур на затравке, был сделан специальный шток-холодильник малого
диаметра, проходящий через весь кристаллизатор (рис. 7.6, г).
Помимо опоры керамической формы на нижнее основание, отрабаты-
валась также система верхней подвески формы, что, с одной стороны, по-
требовало создания специальной прессованной керамической чаши и мо-
либденовой подвески, с другой стороны — обеспечивало легкое размеще-
ние дна формы на любом желаемом уровне внутри нагревателя независимо
от положения холодильника. Тем не менее процент брака по структуре
оставался очень большим. Как правило, «паразитные» зерна 7 появлялись
на одном из двух козырьков, на его кромке, максимально удаленной от
затравки (рис. 7.7).
Рис. 7.7. Стартовые козырьки с характерными местами появления «паразитных» зерен 1
309
Анализ причин, вызывающих неудачи при получении монокристаллов,
позволил наметить пути дальнейшего развития технологического процесса и
оборудования. Основные из них:
—	устранение дефектов при изготовлении моделей козырьков, керамичес-
ких форм и подножий, а также затравок и приспособлений для их крепления
и охлаждения;
—	проведение экспериментов по моделированию процесса на модельном
составе NH4C1;
—	изучение возможности повышения степени дисперсности дендритной
структуры отливок;
—	разработка и внедрение оборудования для серийного производства ло-
паток с направленной и монокристаллической структурой.
Моделирование процесса зарождения кристаллов
на модельном составе хлористого аммония
Вопросы — где происходит зарождение кристаллов в расплаве, как осуще-
ствляется их дальнейший рост и возможно ли управление этими процесса-
ми — имеют принципиальное значение на протяжении всего времени наблю-
дения за процессами кристаллизации расплавов. В зависимости от ответа на
эти вопросы выстраивается технология производства отливок, в том числе мо-
нокристаллов из жаропрочных сплавов.
Возникновение новой фазы в первоначально однородной среде является
следствием двух последовательных процессов: образования зародышей и их
роста. Скорость самопроизвольного образования зародышей оказывается ве-
личиной непостоянной, плохо репродуцируемой, зависящей от целого ряда
обстоятельств.
Первоначально задачей моделирования было установление факторов, обес-
печивающих зарождение и рост кристаллов с максимальным выходом годно-
го. Хлористый аммоний выбран по двум причинам: раствор его прозрачен,
т.е. легко доступен для визуального наблюдения процессов, в нем происходя-
щих под действием внешних факторов; в процессе его кристаллизации растут
непрозрачные четко различимые дендриты, подобные металлическим.
Наиболее важные экспериментальные наблюдения
Серия экспериментов №1. Пересыщенный раствор хлористого аммония
в дистиллированной воде при 22° С. Степень пересыщения оценивали по нали-
чию примерно 1 см нерастворившихся кристаллов на дне сосуда. При на-
блюдении за поведением капель раствора, нанесенных на подогретое стекло,
отмечено появление одного, двух., трех кристаллических зародышей на ободе
капли. Имеется почти полная аналогия с экспериментами, описанными в па-
тенте № 361832. На не подогретом стекле — зарождение самое разнообраз-
ное, и не обязательно на краю капли. При каплях различной конфигурации
— зарождение происходит сначала в местах с максимальной кривизной.
Серия экспериментов №2. Схема устройства для проведения экспери-
ментов — на рис. 7.8. Тот же раствор (капля 7), что и в серии опытов №1.
Предметное стекло 2, подогреваемое с помощью спирали 5, обеспечивает
требуемую регулируемую температуру. На штативе 4 закреплены термометр 5,
310
опирающийся на подогреваемое стекло, и оптическая система 6. При темпе-
ратуре 35—43°С четкого дендритного роста не наблюдается. Капля закристал-
лизовывается или кольцами с неравномерной скоростью, или сначала наблю-
даются «чешуйки», образующие кольцо, из которых затем растут к центру
колонии дендритов. При температуре 25—33°С зародыш появляется на ободке
капли, «обегает» ее в обе стороны по наружному контуру, затем происходит
рост дендритов к центру, как в [13]. Интересно отметить, что в одном из
экспериментов этой серии при нанесении капли на стекло в нее, по-видимо-
му из пипетки, попал довольно большой кристаллический зародыш, оказав-
шийся в центре капли. Тем не менее он начал немного растворяться, а в
это же время на ободке капли появился другой зародыш, успевший обежать
весь контур капли и дать начало кристаллизации одного кристалла, дендри-
ты которого почти сомкнулись в центре капли, дав место лишь первому за-
родышу, имеющему другую ориентацию и не получившему дальнейшего сво-
его развития.
Серия экспериментов №3. Капли накрывали козырьками из оргстекла,
имеющими геометрические размеры козырьков. Влияние внешних условий рез-
ко изменилось. Это привело:
—	к резкому замедлению кристаллизации (по-видимому, из-за резкого
уменьшения скорости испарения);
—	к изменению видимой картины кристаллизации (не стало ободка, кри-
сталлизующегося в первую очередь);
—	при снятии колпака кристаллизация продолжается всесторонне.
Серия экспериментов №4. Кристаллизация на открытом воздухе.
Уменьшили концентрацию раствора добавлением дистиллированной воды.
Кристаллизация значительно замедлилась. Появившийся зародыш успевал
«обежать» 1/2 или 2/3 контура капли, затем появлялся еще один зародыш,
растущий навстречу первому. Иногда дендриты первого зародыша лома-
лись, отходили от ободка капли внутрь, частично растворялись, обломки
разворачивались относительно друг друга, обеспечивая дальнейший рост
уже разориентированных кристаллов. В этой серии опытов впервые (10—
20% случаев) наблюдали кристаллизацию капли без образования первона-
чального кругового ободка по контуру кап- ли. В остальных случаях зародыш образу- ется как обычно на краю капли. Затем идет кристаллизация дендритов с одного Рис, 7.8. Устройство для проведения экспериментов с солями хлористого аммония NH4C1 (схема): 1 - капля; 2 - предметное стекло с регулируемым подогревом; 3 — спираль для подогрева предметно- го стекла; 4 — штатив; 5 — термометр; 6 — оптичес- кая система для наблюдения за кристаллизацией ис- следуемой капли	6 aV 4
311
края капли внутрь ее. При продвижении фронта кристаллизации внутрь
капли примерно до ее середины, один из дендритов быстро пересекает всю
каплю по диаметру и разрастается как через оставшуюся толщу капли, так
и по противолежащей части ободка капли. Получается хорошая монокри-
сталлическая структура капли. Температура наружного воздуха была 22°С.
И еще одно интересное наблюдение было сделано в этой серии опытов. В
центре капли, на ее поверхности образовался зародыш, выросший до хо-
рошо видимых размеров и имеющий, судя по симметрично развитым осям
второго порядка, ориентацию [001]. За счет сил поверхностного натяжения
капли, дендрит довольно долго удерживался на ее поверхности, потом, из-
за увеличения своих размеров, он «скатился» по выпуклой поверхности
капли, на ободке которой в это время развивался другой кристалл. Ориен-
тация первого дендрита от такого смещения естественно изменилась чисто
механическим путем.
Серия экспериментов №5. Наблюдения за кристаллизацией хлористого
аммония в объеме. Изготовленные из оргстекла имитационные козырьки, гео-
метрия которых точно соответствовала геометрии реальных образцов, были
установлены на горизонтальное дно-основание, заполнены раствором NH4C1.
При таком исполнении опыта кристаллизация по козырьку не происходит,
так как движущей силой кристаллизации является испарение с поверхности
капли. Кристаллы в этом случае появляются на открытой поверхности. Если
их погрузить в раствор, они тонут. Следовательно, их удержание на поверх-
ности обеспечивается силами поверхностного натяжения. Переставили дно
так, чтобы козырьки оказались сверху. Так как козырьки имеют перемен-
ную толщину, слой раствора должен испаряться неравномерно, обеспечивая
зарождение и рост кристаллов. Экспериментальные наблюдения показали,
что зарождение происходит в различных точках контура козырьков. Поря-
док появления зародышей следующий. Первые зародыши появлялись на
наружном контуре козырька, затем в середине объема и потом в донной
части. Получить монокристаллический козырек в этой серии опытов не уда-
лось ни разу. Зато наблюдали картину, подобную той, что получена в одном
из опытов в четвертой серии. Спустя примерно 15 мин после появления
первых зародышей на поверхности, прямо в объеме начали появляться заро-
дыши, которые сразу же стали опускаться на дно импровизированного сосу-
да. Падая на свои растущие ветви, они приобретали ориентацию, близкую к
[111]. Иногда отдельные ветви ломались и получалась ориентация, прилега-
ющая к [ОН]. Ориентацию, близкую к [001], наблюдать не удавалось. Воз-
можно, негладкий рельеф дна позволил бы получить и ориентацию [001]
механическим путем.
Проведенные наблюдения позволяют считать, что:
—	кристаллизация отдельных капель раствора хлористого аммония, смачи-
вающих предметное стекло, начинается чаще всего'с наружного ободка, на
котором в зависимости от внешних условий, геометрии контура капель, сте-
пени пересыщения раствора может образоваться от одного до нескольких
центров кристаллизации;
—	в изолированной капле зарождение может происходить в любой точке
ее поверхности;
312
—	в объеме раствора хлористого аммония первые центры кристаллизации
возникают на его открытой поверхности в местах контакта со стенками сосу-
да. Далее центры кристаллизации возникают внутри объема жидкости.
В заключение следует отметить, что в работе [14], еще в 1962 г., отмеча-
лось, что в изолированной капле хлористого аммония центр кристаллизации
возникает не на краях капли, а в любом месте ее поверхности.
Проведенные наблюдения процессов кристаллизации на прозрачном мо-
дельном составе, анализ причин брака металлических отливок по структуре,
влияние переменных тепловых условий в процессе вытягивания формы из
нагревателя, анализ литературных данных позволили предположить, что рост
монокристалла на плоской поверхности может происходить от любой жела-
емой точки горизонтального дна отливки. Применение затравки значительно
упрощает задачу.
Были проведены эксперименты по кристаллизации образцов без старто-
вого козырька под их основанием. Кроме того, были учтены недостатки при
использовании затравок, вытачиваемых механической обработкой, — основ-
ным из этих недостатков является неплотное прилегание затравки к внут-
ренним стенкам керамического кармана, что приводило к появлению «зали-
вов» в этих местах и последующему образованию «паразитных» зерен в от-
ливках от этих заливов. Поэтому затравку вводили непосредственно в модель
с последующим нанесением слоев огнеупорного покрытия и проведением
всех необходимых операций технологии получения керамической формы.
Таким образом, получали форму, в которой уже имеется затравка. Такой
подход вызывал два существенных сомнения в успехе дела:
—	окисление затравки в атмосфере печи при прокалке формы;
—	неодинаковость температурных коэффициентов линейного расширения
материалов затравки и керамики, что могло вызвать трещины в керамичес-
кой оболочке.
К моменту проведения описываемых экспериментов в ВИАМ существовали
две технологии изготовления керамических форм. По одной из них температура
прокалки форм была 950°С, по другой - 1600°С. Естественно, формы с темпе-
ратурой прокалки 1600°С не могли быть использованы для наших эксперимен-
тов, так как это привело бы не только к окислению, но и полному расплавле-
нию затравок. Температура прокалки форм 950°С близка по значению к рабо-
чей температуре лопаток при эксплуатации авиадвигателя. В процессе работы
лопаток при этой температуре существенного окисления сплавов на никеле-
вой основе не происходит в течение длительного времени. Вопрос различия
температурных коэффициентов линейного расширения керамики формы и
затравок экспериментально был решен положительно, так как первоначаль-
ный обжиг производится, когда форма еще податливая, сырая, не приобрела
своей окончательной прочности. Затравка с небольшим поперечным сечени-
ем не повреждает форму, трещин в керамике не образуется.
Были изготовлены модели прямоугольных образцов, нижние основания
которых выполнялись горизонтальными с размерами сторон 20 х 25 мм. По
центру основания на глубину примерно 5 мм были заделаны затравки спе-
циально неправильной формы, которые в обычном процессе использовать
нельзя. После нанесения всех слоев огнеупорного покрытия, сушки, удале-
313
ния модельной массы и прокалки получены керамические формы без тре-
щин, в дно которых заделаны затравки. Формы были залиты сплавом ЖС6У
и закристаллизованы на установке ВИАМ-1591. Получены монокристалли-
ческие слитки той же ориентации, что и затравки, без стартовых козырьков,
но с плоским дном. Макроструктура слитков представлена на рис. 7.9. Не-
смотря на горизонтальную поверхность дна отливок «паразитные зерна» не
появились. Поперечное сечение слитка на расстоянии 5 мм от основания и
продольное сечение по месту заделки затравки (см.рис. 7.9, б, в) подтверди-
ли, что нарушения монокристаллической структуры слитков отсутствуют и,
следовательно, возможно получение монокристаллов жаропрочных сплавов
без стартовых козырьков вокруг плоской базы изделий. Уменьшение площа-
ди горизонтальной поверхности в донной части отливки, естественно, еще
больше повысит надежность получения монокристаллов.
Поэтому для лопаток первой ступени изделия «99» «Сатурн» совместно с
ВИАМ спроектировал коническую «законцовку» пера лопатки, показанную на
рис. 7.10, а. С помощью такой законцовки, которую в дальнейшем стали на-
зывать «стартовый конус», отрабатывалась технология литья лопаток на уста-
новках ВИСАТ-1, УВНК-8П и др. Анализ структуры первых полученных
лопаток показал, что стартовый конус обеспечивает зарождение монокрис-
таллов в абсолютном большинстве случаев, но «паразитные зерна» появляют-
ся теперь после конуса, от заусенцев по выходной кромке пера. Был спро-
ектирован и изготовлен в модельной пресс-форме отрезаемый впоследствии
«валик» с окнами для фиксации стержня. При этом диаметр валика прибли-
Рис, 7.9, Макроструктура монокристаллических прямоугольных образцов (а), полученных
от затравок, заделанных в плоское дно моделей до изготовления форм (б, в - х 1,5: попереч-
ное сечение образца и продольное его сечение по месту заделки затравки соответственно)
314
жен к диаметру вписанной во входную кромку окружности. Улучшена также
форма стартового конуса, — его высота стала соизмерима с расстоянием меж-
ду нижним обрезом нижнего нагревателя и зеркалом охладителя, что позво-
ляет проходить это расстояние с большей скоростью, чем это диктуется ус-
ловиями радиационного теплообмена. Окончательный вариант стартового
конуса и выходного валика, используемых в серийном производстве, пред-
ставлен на рис. 7.10, б.
Изучение возможности повышения степени дисперсности дендритной струк-
туры отливок. В работах ВИАМ уделялось большое внимание повышению
степени дисперсности дендритной структуры отливок [15], так как с такой
структурой связаны высокие механические характеристики материалов. Для
этого в то время просматривались два пути:
- создание условий, обеспечивающих возможно большую плотность за-
рождения (большую скорость зарождения центров кристаллизации);
— повышение скорости выращивания слитка.
Исследование влияния размера дендритов на характеристики ползучести
показывает, что долговечность образцов из верхней части слитка почти вдвое
меньше, чем у образцов из нижней части того же слитка, где дендриты тонь-
ше. Боковые ветви при более грубой дендритной структуре становятся столь
протяженными, что возникает опасность появления трещин на поперечных
компонентах поверхностей раздела между боковыми ветвями. Мощным сред-
ством воздействия на размеры дендритов является скорость выращивания
слитка, - конечно, без нарушения условий, при которых температуру на
Рис. 7.10. Экспериментальная законцовка пера лопатки 1 ступени изделия «99» (а) и стар-
товый конус и «валик» на выходной кромке, применяемые в серийном производстве мо-
нокристаллических лопаток (б)
315
стенке формы впереди фронта роста еще удается удерживать выше точки
начала кристаллизации сплава. Очевидно, при некоторой предельной скоро-
сти роста стенка формы достигнет этой критической температуры, и процесс
нарушится. Эти скорости роста, вероятно, лежат для сплавов на никелевой
основе где-либо вблизи 8—10 мм/мин в условиях НК слитка не слишком
большого размера.
Факторами, ограничивающими скорость кристаллизации отливок, являют-
ся условия передачи тепла от кристаллизующегося объема металла в окружа-
ющую среду. Просматривалась аналогия между процессами термообработки
отливок (где для повышения скорости охлаждения используют расплавы со-
лей, масла и другие охлаждающие жидкости) и процессом НК жаропрочных
сплавов. И в этот период раздумий и сомнений появился американский па-
тент №3763926, который оказал большое ускоряющее воздействие на разви-
тие отечественной технологии НК с применением жидкометаллических и
других охлаждающих сред.
Пути интенсификации теплопередачи
при направленной кристаллизации
В процессе НК с радиационным способом охлаждения (рис. 7.11, а) отвод
тепла от затвердевающей отливки 1 осуществляется через водоохлаждаемую
металлическую плиту-«холодильник» 2 теплопроводностью и излучением от
наружной поверхности керамической формы на холодные стенки печи. С
увеличением высоты затвердевшего слоя металла передача тепла в «холодиль-
ник» замедляется. Когда затвердевший слой достигнет величины > 70 мм от
поверхности водоохлаждаемой плиты, отливка в основном будет охлаждаться
излучением от боковых поверхностей формы. Коэффициент теплоотдачи из-
лучением (ал) можно рассчитать в соответствии с [16] по формуле
ал= 0,04е Со (Тэ /100)3 ,	(7.22)
где ал — коэффициент теплоотдачи излучением, Вт/(м2 • К); е — приведенная
степень черноты системы:
Еф — степень черноты излучающей поверхности формы (0,8); е — степень
черноты экрана в зоне охлаждения формы (0,6); Со = 5,7 Вт/(мг • К) — по-
стоянная Стефана—Больцмана; Тэ — средняя температура экрана (973 К), за-
висящая от температуры формы и стенки камеры.
При температуре излучающей поверхности формы 1473К, величина ал= НО
Вт/(м2 • К). Ошибка в определении ал при сделанных допущениях не превы-
шает 1% [16, с.180-227].
Для увеличения ал, при заданных значениях е, необходимо повышать тем-
пературу излучающей поверхности формы, что недопустимо, так как это при-
316
Рис. 7.11. Схемы направленной кристаллизации:
а ~ с радиационным охлаждением отливок (7 — керамическая форма с отливкой; 2 — водоохлаждаемый кристаллизатор; 3 — нагреватель
сопротивления); б — с жидкометаллическим охладителем (2' — емкость с жидкометаллическим охладителем; 4 — система подвески фор-
мы); в — с жидкометаллическим охладителем и двухзонным нагревателем (3' — дополнительный нижний нагреватель)
ведет к нарушению направленности структуры сплава (тепло через боковую
поверхность будет отводиться от незакристаллизовавшегося металла). В этом
заключено принципиальное ограничение возможности охлаждения формы с
расплавом излучением в вакууме при НК.
Следствием невысокой эффективности теплоотдачи излучением является
низкая скорость кристаллизации сплава, широкая область твердожидкой зоны,
наличие поверхностных карбидов на отливках, появление «струйной ликва-
ционной полосчатости», наличие «пригара» из-за длительного физико-хими-
ческого взаимодействия расплава с керамической формой.
Почти одновременно с разработкой процесса НК возникла проблема уве-
личения скорости кристаллизации для создания процесса,, обеспечивающего
получение направленных структур в лопатках, с производительностью, соиз-
меримой с производительностью процесса равноосного литья, без потери
преимуществ, которые дает только НК. Добиться этого можно путем резкого
увеличения эффективности направленного теплоотвода.
Интенсифицировать теплопередачу можно, если:
- применить конвективное охлаждение формы с отливкой в жидкой ван-
не (рис. 7.11, б) вместо охлаждения формы излучением в вакууме;
— обеспечить минимальное расстояние А (см. рис. 7.11, б) между тепло-
стоком и фронтом кристаллизации сплава отливки, т.е. обеспечить максималь-
ный тепловой напор ДТ.
Для дальнейшего увеличения теплового напора ДТ и уменьшения рассто-
яния А между фронтом кристаллизации и уровнем охладителя был разрабо-
тан двухзонный нагреватель сопротивления (рис. 7.11, в), обеспечивающий
высокие температурные градиенты на фронте роста без существенного пере-
грева остальной части формы.
Применение расплавленных металлов в качестве охлаждающих жидкостей
позволяет достичь коэффициентов теплоотдачи порядка 140000 Вт/(м2 • К),
если не учитывать ограничивающего влияния керамической формы (вместо
-100 Вт/(м2-К) при теплоотдаче излучением).
Так как получение лопаток ГТД из жаропрочных сплавов осуществляется
в вакууме, то в качестве охлаждающих жидких сред могут быть применены
только металлические расплавы с низкой упругостью паров в вакууме при
температурах контакта с формой (-1373К). Перед разработкой процесса НК
с применением жидкометаллических охлаждающих сред, который позже был
назван процессом высокоскоростной направленной кристаллизации (ВНК),
была сделана оценка условий теплопередачи при охлаждении формы с жаро-
прочным сплавом в жидкометаллическом охладителе. В установившемся про-
цессе ВНК отвод тепла осуществляется через боковую стенку формы тепло-
проводностью и конвекцией в охлаждающую жидкометаллическую среду. При
этом расстояние от фронта кристаллизации до уровня теплоносителя будет
минимальным и постоянным во время всего цикла кристаллизации независи-
мо от высоты получаемой отливки.
Удельный тепловой поток q (Вт/м2) от кристаллизующейся отливки в жид-
кометаллический охладитель составляет [17, с. 195—249]:
q = К-LT ,	(7.23)
318
где К — коэффициент теплопередачи, Вт/(м2-К); ДТ — температурный напор
(дг = 'спл “ ' охл.ср); 'спл “ температура сплава, К; Гохл ср - температура жвд-
кометаллической охлаждающей среды, К.
Для установившегося процесса:
К = 1
Хф осс
(7.24)
где 5ф— толщина стенки формы, м; Хф — коэффициент теплопроводности
формы, Вт/(м - К); ас — коэффициент конвективной теплоотдачи от по-
верхности формы, Вт/(м2 • К).
Для интенсификации процесса теплопередачи нужно увеличить К, кото-
рый, в свою очередь, зависит от термического сопротивления стенки формы
(5ф/Хф) и коэффициента теплоотдачи с наружной поверхности формы (ас).
При фиксированной толщине керамической стенки увеличения коэффи-
циента теплопередачи можно достичь, увеличивая коэффициент теплоотдачи
с наружной поверхности формы. Однако, когда частные термические сопро-
тивления (5ф / Хф и 1/ас) будут значительно отличаться по величине, после-
дующее увеличение ас не приведет к росту К [16] и для дальнейшего увели-
чения теплопередачи надо уменьшать наибольшее термическое сопротивле-
ние, т.е. 8ф/Хф.
Поясним сказанное конкретными числовыми примерами. Для этого оп-
ределим значения величин, входящих в уравнение (7.24). В случае изготовле-
ния формы из элекгрокорунда, термическое сопротивление стенки формы
толщиной 10 мм будет равно:
8ф = 0,01 = 0 043 м2 . К/Вт
1Ф 2,32
Коэффициент теплоотдачи ас от наружной стенки формы в охлаждающую
среду определим через критерий Нуссельта:
Nu=^/,	(7.25)
А
где А/ — коэффициент теплопроводности жидкого металла, Вт/(м - К); I —
длина погруженной в охладитель части формы, м (/ ~0,1 м).
В свою очередь, согласно [18]:
Nu = 0,53(Pr2Gr)1/<4 ,
а комплекс критериев Прандля и Грасгофа
Я/3
Pr2Gr = ГК2РД? >
(°)
(7.26)
(7.27)
319
где а’ — коэффициент температуропроводности жидкометаллического охлади-
теля, м2/с; g — ускорение силы тяжести, м/с2; р — коэффициент объемного
расширения жидкометаллического охладителя, 1/К; Д/ — разность температур
поверхности формы и жидкометаллической среды, К.
В практике НК в качестве жидкометаллических охлаждающих сред авто-
рами опробованы расплавы олова марки 01 и алюминия А99. Теплофизичес-
кие свойства, необходимые для расчета, приведены в табл. 7.1.
Задавшись температурой охлаждающей среды и зная температуру формы
(1523 К), по уравнению (7.26) определяем величину критерия Нуссельта, а затем
по (7.25) находим ас. При этом / = 0,1 м, 8ф = 0,01 м и L= 2,32 Вт/(м*К).
Определив затем коэффициент теплопередачи (7.24), по (7.23) находим вели-
чину удельного теплового потока q.
Практически важно знать влияние температуры охлаждающей среды на
условия теплопередачи. Поэтому оценку ас и q производили для случаев при-
менения расплава олова — при температурах ванны 573 и 723 К, алюминия —
при 973 и 1123 К. Результаты расчетов приведены в табл. 7.2.
Приведенные результаты показывают, что при охлаждении в жидком алю-
минии по сравнению с охлаждением в жидком олове коэффициент теплоот-
дачи возрастает, что обусловлено более высоким коэффициентом теплопро-
водности алюминия. Уменьшение величины теплового потока q вызвано сни-
жением ДТ — разницы температур между поверхностью формы и охладителем.
Изменение температуры охлаждающей среды на 100— 150°С незначительно
влияет на величину ас.
Таблица 7Л. Теплофизические свойства жидких металлов, используемых в качестве
жидкометаллических охлаждающих сред
Металл (температура, К, плавления 7^ и кипения Тк)	Температура охладителя, К	Плотность, кг/м3	Удельная теплоемкость с, Дж/(кг-К)	Коэффициент теплопроводности X, Вт/(м • К)	Коэффициент температуропроводности а, м2/с	Коэффициент объемного расширения р-ю4, 1/К
Олово	523	6976		30,7	17,2	
7k,=505;	573	6940		31,6	17,85	
Тк=2543	673	6864	255	33,7	19,2	1,06
	773	6790		35,5	20,5	
	973	6640		39,4	23,2	
Алюминий	933	2370		88,4	34,3	
^=933;	973	2360		89,8	35	
Тк=2723	1023	2346	1250	91,6	35,8	1,1
	1073	2330		93,3	36,8	
	1123	2311		95,3	37,9	
320
Таблица 7,2. Коэффициент теплоотдачи ас и удельный тепловой поток q при охлаждении
форм в олове и алюминии
Металл (охлаждающая среда)	Температура охлаждающей среды, К	ас Вт/(м2 • К)	q, кВт/м2
Олово	573	6750	214
	723	6680	180
Алюминий	973	11600	125
	1123	10500	91
Вернемся к числовому анализу коэффициента теплопередачи
у 1	
для охлаждения в расплаве олова при 573К (ас = 6750)
Agn = 224,8 Вт/(м2 • К);
для расплава алюминия при 973К (ас= 11600)
2ГА1 = 228,3 Вт/(м2 • К).
Таким образом, увеличение ас в 1,7 раза практически не отражается на
величине К. Поэтому для дальнейшей интенсификации теплопередачи нужно
уменьшать термическое сопротивление стенки формы (5фДф) путем умень-
шения ее толщины или увеличения теплопроводности керамики.
При охлаждении формы излучением в вакууме величина
К = 69,9 Вт/(м2 • К),
т.е. в ~ 3 раза меньше, чем при конвективном охлаждении в расплавленных
металлах.
Применение тонкостенных алундовых тиглей (5ф=0,001 м) в случае охлаж-
дения в расплаве олова даст значение А=1730 Вт/(м2-К), а при охлаждении
в вакууме К = 95,87 Вт/(м2 • K)j т.е. эффективность охлаждения в олове воз-
растает в ~18 раз.
Проведенный упрощенный анализ теплопередачи при НК сделан без уче-
та условий нестационарности процесса, не учтено изменение теплофизичес-
ких характеристик формы, жаропрочного сплава, охлаждающей среды и дру-
гих факторов. Однако он дает ясное представление о требуемых путях разви-
тия процесса.
Задачами точного теплового расчета НК является определение следующих
технологических параметров:
—	оптимальной скорости кристаллизации лопаток;
—	градиента температур на фронте кристаллизации;
11 — 1051
321
—	скорости охлаждения отливок;
—	протяженности переходной твердожидкой зоны сплава и ее местополо-
жения относительно уровня охладителя или нагревателя.
Для решения указанных задач созданы расчетные методики, построены
необходимые номограммы и графики, подробно изложенные в [19, с.3—75].
Выбор охлаждающей среды и создание 1-й установки для ВНК. Как уже
отмечалось ранее, лопатки ГТД из жаропрочных сплавов получают в вакуум-
ных установках периодического или непрерывного действия. Это накладыва-
ет ряд дополнительных требований к жидкометаллическому расплаву, приме-
няемому в качестве охлаждающей среды, обеспечивающей получение направ-
ленных структур жаропрочных сплавов при скоростях кристаллизации, в пять
и более раз превышающих скорости охлаждения отливки при излучении в
вакууме.
Основные требования к охладителю.
1.	Характеристики, определяющие интенсивность теплоотдачи:
—	низкая температура плавления;
—	высокий коэффициент теплопроводности жидкого металла;
—	большая плотность;
—	большая теплоемкость;
—	большой коэффициент термического расширения.
2.	Характеристики, определяющие работоспособность охладителя в вакууме:
—	низкое давление паров при температурах контакта с формой;
—	высокая температура кипения.
3.	Конструктивные требования:
—	инертность по отношению к материалу емкости, в которой находится
охладитель;
—	инертность по отношению к керамической форме;
—	инертность к жаропрочному сплаву при случайном попадании материа-
ла охладителя в сплав.
4.	Прочие требования:
—	нетоксичность;
—	недефицитность;
—	низкая стоимость.
Указанные требования позволили наметить ряд материалов на роль охла-
дителя в процессе ВНК.
Дальнейший анализ этих материалов показал, что очень малой скоростью
испарения [^сп= Iе Ю-7 г/см2с в вакууме при рабочих температурах (573—
1073К)] обладают: олово, алюминий, галлий, индий и эвтектические смеси
этих металлов. Галлий и индий являются дорогостоящими металлами, и по
этой причине их нельзя рекомендовать для промышленного применения в
качестве охладителей. Для научных и практических целей в будущем интерес
может представить галлий и система алюминий—галлий [20].
В рамках данной работы авторы остановили свой выбор на олове и алю-
минии.
Олово обладает низкой температурой плавления, обеспечивает высокие
значения коэффициента теплоотдачи ас > 6000 Вт/(м2 • К), не смачивает ке-
рамическую форму. Малая химическая агрессивность расплава олова позво-
322
ляет использовать в качестве емкости нержавеющую сталь 1Х18Н9Т [21].
Однако случайное попадание олова в жаропрочный сплав в количествах, пре-
вышающих 0,1% (масс.), может привести к падению длительной прочности
при Т = 975°С и о = 260 МПа до 30 ч вместо 40 ч по паспорту. Кроме того,
олово очень трудно извлечь из расплава жаропрочного сплава даже при очень
длительных выдержках при высоком вакууме.
Основными преимуществами алюминия по сравнению с оловом являются
меньшая стоимость и безвредность для сплава, так как он является легирую-
щим компонентом всех жаропрочных сплавов. Однако расплавленный алю-
миний обладает высокой химической активностью, что создает трудности при
выборе материала емкости и системы терморегулирования ванны.
Разработка метода ВНК началась с применения в качестве охлаждающей
среды расплава олова. Первые эксперименты по опробованию жидкометалли-
ческого охлаждения были проведены на установке для радиационной направ-
ленной кристаллизации, в которой емкость с оловом устанавливалась на кри-
сталлизатор, подводилась к нижнему обрезу печи, а форма, подвешенная
сверху, погружалась в охладитель со скоростью 20 мм/мин.
Исследование структуры полученных образцов сплава ЖС6У окончательно
подтвердило выводы об эффективности и перспективности НК с применени-
ем жидкометаллических охлаждающих сред.
После целого ряда экспериментальных работ, связанных с поиском опти-
мального варианта узла жидкометаллического кристаллизатора, были опреде-
лены диаметр и глубина емкости для охладителя, высота пояса водяного ох-
лаждения и дополнительного нагревателя для терморегулирования ванны,
решен вопрос удобного обслуживания и контроля ванны. Окончательный
вариант жидкометаллического кристаллизатора смонтирован на легко переме-
щающейся каретке, связанной с боковой дверцей печи. Такая конструкция
узла охлаждения удобна в эксплуатации и работает надежно. Контроль тем-
пературы охлаждающей ванны осуществляли с помощью хромель-алюмелевых
термопар, установленных внутри емкости на различных глубинах, и одной
термопары, установленной снаружи, в средней точке высоты емкости. Как
правило, для расплавления олова достаточно мощности работающего нагре-
вателя печи подогрева форм.
С целью проведения профилактических работ, а также экспериментов по
поиску надежных эффективных экранов между горячей зоной печи и охлади-
телем, ванна снабжена дополнительным нагревателем сопротивления, распо-
ложенным на ее боковой поверхности. Вытесняемое при погружении формы
олово переливается в дополнительную подогреваемую емкость, из которой
оно, после окончания процесса кристаллизации, инертным газом передавли-
вается в основную емкость. При погружении блока из двух лопаток высотой
100 мм в охладитель, колебания уровня составляют 3—5 мм, что позволяет не
прибегать к системе передавливания охладителя из одной емкости в другую.
В промышленных установках размеры ванны целесообразно выбирать таким
образом, чтобы избежать конструктивных усложнений, связанных с системой
компенсации уровня расплавленного теплоносителя. Для поддержания задан-
ной температуры охладителя ванна в верхней части имеет водоохлаждаемый
пояс высотой 30 мм.
н*
323
Экспериментальная проверка алюминия в качестве охлаждающей среды
была осуществлена с применением шамотографитовых тиглей в качестве ма-
териала емкости.
Для точного поддержания и регулирования скорости перемещения формы
в охлаждающую среду был спроектирован и изготовлен привод вертикально-
го перемещения с пределами регулирования 0,1—1 и 16—160 мм/мин.
Необходимость повышения скорости кристаллизации жаропрочного спла-
ва требует применения керамических форм без опок и опорного наполните-
ля. Разработанный авторами керамический блок состоит из заливочной чаши,
с которой связаны четыре образца диаметром 15 мм, длиной до 250 мм или
две лопатки ГТД 1, 2, 3 ступени. Заливочная чаша представляет собой усе-
ченный конус высотой 70 мм, диаметром верхней и нижней части 90 и 80
мм соответственно. Сборка моделей в блоки осуществляется с помощью кон-
дуктора, для обеспечения равномерных зазоров между изделиями (не менее 10
мм после нанесения всех слоев керамики). Количество слоев огнеупорного по-
крытия - 8. Температура прокалки блоков - 1223К, продолжительность —4 ч.
Прокаленный керамический блок с помощью молибденовой подвески зак-
репляли на шток вертикального привода установки. После многочисленных эк-
спериментальных проверок наибольшую надежность и работоспособность по-
казала подвеска с минимальным количеством резьбовых соединений (работа-
ющих при высокой температуре), собираемая из отдельных взаимозаменяемых
элементов, обеспечивающая достаточно жесткое закрепление керамического
блока в момент погружения его в охладитель, причем важным является от-
сутствие в ней деталей, погружаемых вместе с блоком в охлаждающую ванну.
Для заливки жаропрочного сплава из плавильного индуктора в керамичес-
кую форму была разработана заливочная воронка со смещенным от центра
сливным отверстием и боковым вырезом для молибденовой тяги подвески.
Интенсивность теплоотвода, как отмечалось ранее, при прочих равных
условиях зависит от ДТ — разницы температур между горячей зоной печи и
охлаждающей средой. Для одного и того же охладителя повысить ДГ можно
применением надежных тепловых экранов между зонами нагрева и охлажде-
ния, или путем повышения температуры горячей зоны печи. (Снижение тем-
пературы охладителя ограничено температурой плавления применяемого рас-
плава). Разработке надежных тепловых экранов в этой связи уделялось боль-
шое внимание. «Жесткие» экраны из тугоплавких листовых материалов и
графитизированного войлока суммарной толщиной 10—15 мм обеспечивают
высокий термический градиент 12—15 град/мм, но пригодны только для ке-
рамических форм с постоянным сечением по высоте и с гладкой наружной
поверхностью, т.е. для прессованных тиглей. Использовать такие экраны при
литье лопаток ГТД практически невозможно. Надежным тепловым экраном,
обеспечивающим плотное облегание формы переменного сечения в течение
всего цикла кристаллизации, является насыпной плавающий экран. Он пред-
ставляет собой слой алундовых гранул диаметром 3—6 мм, толщиной 15 мм,
плавающий на поверхности олова, или слой мелко нарезанного графитизиро-
ванного войлока, пригодного и для олова, и для алюминия. Насыпной экран
не взаимодействует с материалом охладителя и в вакууме длительное время
не теряет своих теплоизоляционных свойств.
324
Так как охлаждающие среды не смачивают ни А12О3, ни графитизирован-
ный войлок, замена плавающего экрана не вызывает затруднений при эксп-
луатации и может быть осуществлена в день профилактического ремонта ус-
тановки даже без расплавления ванны с охладителем.
Добиться увеличения ДТ можно также повышением температуры горячей
зоны печи. Повышение температуры нагревателя ограничивается главным
образом работоспособностью керамической формы из А12О3. Создание высо-
коогнеупорной, прочной, тонкостенной, теплопроводной керамической обо-
лочки — один из важнейших путей дальнейшего повышения эффективности
процесса НК.
Однако в настоящее время все заводы отрасли применяют при литье лопа-
ток оболочковые формы из диоксида алюминия с толщиной стенки 7—10 мм.
В этой связи задача повышения температуры горячей зоны печи сводилась к
созданию конструкции нагревателя, обеспечивающего максимальные рабочие
температуры формы в непосредственной близости от уровня охлаждающей
ванны. Нагреватели, применяемые при радиационном процессе НК, обеспе-
чивают получение расчетных рабочих температур на расстоянии 70—90 мм от
нижнего торца нагревателя. При жидкометаллическом охлаждении форм
фронт кристаллизации жаропрочного сплава находится значительно ниже
указанного расстояния, а часто даже ниже торца нагревателя. Повысить тем-
пературу жаропрочного сплава у фронта кристаллизации можно путем значи-
тельного перегрева средней и верхней частей формы, что часто вызывает ее
преждевременное разрушение.
Для устранения конструктивного недостатка прежних нагревателей и был
разработан двухзонный нагреватель, о котором упоминалось ранее (см.рис.
7.11, в). Дополнительный нагреватель 3', установленный ниже торца основ-
ного нагревателя 5, обеспечивает высокие температуры формы с расплавом в
непосредственной близости от уровня охладителя, не вызывая при этом пе-
регрева остальной части формы. Нагреватели имеют раздельные системы
питания и управления, что открывает широкие возможности по регулирова-
нию тепловых параметров процесса НК. Двухзонный нагреватель с плаваю-
щим экраном между горячей зоной печи и расплавленным охладителем обес-
печивают осевые градиенты температур ~ 20 °С/мм.
Разработка жидкометаллического кристаллизатора, двухдиапазонного при-
вода вертикального перемещения, двухзонного нагревателя, системы подвес-
ки форм, теплового экрана зеркала охладителя стали конструктивной осно-
вой новой установки для получения монокристаллических лопаток.
Экспериментальная отработка технологии литья
жаропрочных сплавов методом ВНК
Созданная установка В-1790 позволила выполнить обширные эксперимен-
тальные исследования температурно-скоростных параметров ВНК образцов
и лопаток из жаропрочных сплавов. Для сплава ЖС6У и частично ЖС6-Ф
параллельно выполнялись эксперименты по кристаллизации как в жидкоме-
таллическом охладителе, так и по схеме с применением медного водоохлаж-
даемого кристаллизатора. Кристаллизация сплавов ЖС26, ЖС26У, ЖС32 и
325
др. осуществлялась только методом ВНК. Путем термометрирования уста-
новлены оптимальные температуры нагревателей, охладителя, исходное по-
ложение форм в нагревателях перед заливкой их жаропрочным сплавом, рас-
пределение температур по высоте формы в процессе кристаллизации, пере-
пады температур металла внутри формы и на соответствующем уровне
снаружи формы, а также определены градиенты температур по высоте от-
ливки в интервале (TL — Ts) и протяженность твердожидкой зоны сплава.
При отработке параметров технологического процесса были использова-
ны «стандартные» керамические оболочковые формы с восемью слоями ог-
неупорного покрытия (А12О3) на связующем «этилсиликат-40». В отдельных
экспериментах количество слоев керамики уменьшали до четырех. При вы-
соких скоростях кристаллизации (40 и 80 мм/мин) использовали тигли диа-
метром 15 мм с толщиной стенки 1—2 мм. Материал тиглей: А12О3 и в не-
большом количестве ВеО. Таким образом, были опробованы керамические
формы со стенками толщиной от 1 до 10 мм.
Для измерения температур в сплаве и на форме в процессе кристалли-
зации использовали от двух до десяти термопар с записью их показаний
на диаграммной ленте прибора КСП-4 или ФЩЛ. Спаи термопар закреп-
ляли на наружной поверхности формы с помощью керамической клеящей
суспензии. Для замера температуры сплава термопары вводились через боко-
вые сверления стенки формы до оси полости формы в тонкостенных кол-
пачках, защищающих термопары от взаимодействия с жаропрочным спла-
вом. Место выхода колпачков с термопарами через боковую стенку формы
также заделывали суспензией. При использовании алундовых тиглей для
отливки образцов, термопары в металл вводили через открытую поверхность
тигля по продольной его оси. Термопары внутри и снаружи формы устанав-
ливались на одном уровне. Во всех случаях одновременно фиксировали тем-
пературы печи подогрева форм по стационарным термопарам. На рис. 7.12,
а представлен один из примеров термометрирования лопаток второй сту-
пени из сплава ЖС26. Схема расположения термопар указана слева от гра-
фиков.
Установлено, что в процессе НК с радиационным способом охлаждения
(с медным кристаллизатором) при использовании элекгрокорундовых форм с
толщиной стенки 6... 10 мм скорость кристаллизации составляет 2—5 мм/мин;
в процессе ВНК (с жидкометаллическим охладителем) — 15—25 мм/мин. При
использовании алундовых тиглей с толщиной стенки 1—2 мм скорость крис-
таллизации может быть повышена до значений 8 и 40 мм/мин соответствен-
но. Оптимальная скорость кристаллизации образцов диаметром 15 мм из
сплавов ЖС6У и ЖС26 в оболочковых формах с толщиной стенки 6 мм со-
ставляет 20 мм/мин; при получении пластин толщиной 2 мм — 30 мм/мин.
Максимальный уровень свойств сплава ЖС32 обеспечивается при скорости
НК 10 мм/мин.
Решающее влияние на скорость кристаллизации сплава оказывает терми-
ческое сопротивление стенки формы.
Градиент температур на фронте кристаллизации и протяженность переход-
ной твердожидкой зоны сплава существенно зависят от температуры печи
подогрева форм и системы экранирования между печью и охладителем.
326
Важнейшим элементом технологии получения монокристаллических отли-
вок заданной кристаллографической ориентации является применение затра-
вок. Экспериментально опробованы два основных типа затравок:
—	затравки из того же сплава, что и сплав отливки;
—	затравки из более тугоплавкого сплава, чем сплав отливки.
Принципиальная разница при их использовании заключается в том, что зат-
равки первого типа можно заделать в стартовый конус модели на стадии ее
изготовления, а затравки второго типа необходимо заделывать в готовую, прока-
ленную при высокой температуре форму. На рис. 7.12 представлены монокрис-
таллические лопатки, полученные от тугоплавкой затравки (рис. 7.12, б) и от
затравки из сплава лопатки (рис. 7.12, в). В отечественной практике в основ-
ном используют затравки из тугоплавкого сплава системы Ni—W из-за высо-
кой температуры прокалки оболочковых форм.
Форма с затравкой должна располагаться в печи подогрева таким образом,
чтобы затравка не могла полностью расплавиться, но и не была бы настоль-
ко холодной, чтобы выполнять роль обыкновенного холодильника. Оптималь-
ным положением донной части формы с затравкой является ее местонахож-
Рис. 7.12. Термометрирование лопаток в процессе направленной кристаллизации (а) и
монокристаллические лопатки, полученные от тугоплавкой затравки (б) и от затравки из
сплава отливки (в)
Тнн ~ 1500-1520°С, Твн = 1500-1520°С - температуры нижнего и верхнего нагревателей
соответственно; Тм = 1560°С — температура металла; G = 70-80°С/см — температурный
градиент; Лтауж = 8-10 мм — высота твердожидкой зоны;
о, а, х — местоположение термопар (кривые построены по показателям соответствующих
термопар)
327
дение на уровне нижнего среза нижнего нагревателя ± 10—15 мм от этого
уровня.
Нагрев форм осуществляется до температур на 100—200°С выше темпера-
туры ликвидус сплава отливки. Чем выше эта температура, тем ниже вероят-
ность появления «паразитных» зерен на монокристаллических отливках в
печах типа УВНК.
Температура расплава, заливаемого в форму из индукционной печи, тоже
является важным фактором технологического процесса. Оптимальной являет-
ся температура залитого в форму расплава, равная температуре оболочковой
формы.
Критериями правильно выбранных параметров технологического процесса
являются:
—	макроструктура отливок, включая кристаллографическую ориентацию
(КТО);
—	микроструктура (междендритные расстояния X, выборочно определяемые
на отрезаемых элементах стартовых оснований);
—	уровень механических свойств.
Авторами было проведено экспериментальное исследование и других ме-
тодов технологического воздействия на процесс НК и структуру жаропроч-
ных сплавов, основные из которых представлены ниже.
Комбинированный способ охлаждения при направленной кристаллизации отли-
вок. Стремление повысить экономичность процесса НК при сохранении вы-
сокой эффективности охлаждения привело к созданию комбинированного ох-
ладителя, состоящего из двух разнородных охлаждающих слоев, помещенных
в одной водоохлаждаемой емкости. На рис. 7.13, а представлена схема, пояс-
няющая данный способ. Слой охладителя из графитовой крупки (2) высотой
Н, равной высоте отливки или превышающей ее, помещают на слой подлож-
ки из расплава галлия (7) высотой й, составляющей 10—30% от высоты слоя
измельченного графита. При этом слой графитового охладителя плавает на
поверхности подложки и не реагирует с галлием. Низкая температура всей
системы обеспечивается водоохлаждаемой емкостью 3. Емкость с комбиниро-
ванным охладителем размещают под двухзонным нагревателем (4, 5, 6) форм.
Керамическую форму 7 с помощью молибденовой подвески 9 помещают
внутри нагревателей. Вакуумную камеру (на схеме не показана) закрывают,
создают вакуум 0,133 Па (1 • 10‘3 мм рт.ст.). Форму нагревают до заданной
температуры, заливают жаропрочным сплавом из отдельной индукционной
печи (на схеме не показана) или применяют расплавление мерной шихтовой
заготовки 8, расположенной в чаше формы. Форму с помощью механизма
вертикального перемещения погружают в слой охладителя из графитовой
крупки. Благодаря подложке из жидкометаллического материала слой грану-
лированного охладителя находится во «взвешенном» состоянии, что обеспе-
чивает погружение формы в охладитель с более интенсивным, чем при ради-
ационном излучении, равномерным отводом тепла от кристаллизующейся
отливки. Возможно применение в качестве подложки других жидкостей, удов-
летворяющих условиям работы в вакууме.
Устройство для охлаждения формы с отливкой в псевдокипящем слое. Схема
лабораторной установки для этого представлена на рис. 7.13, б. Была изготов-
328
Рис. 7.13. Экспериментальные схемы направленной кристаллизации:
а — с использованием комбинированного охладителя, состоящего из прослойки галлия и графитовых гранул (7 — прослойка расплавлен-
ного галлия высотой h; 2 — графитовые гранулы; 3 — водоохлаждаемая емкость; 4, 6 — нагреватели; 5 — теплоизоляция; 7 — керамическая
форма; 8 — шихтовая заготовка; 9 — система подвески формы); б — с использованием псевдокипящего слоя в качестве охлаждающей
среды (7' - резервуар для подачи инертного газа; 2'- слой А12О3); в - с пропусканием электротока через расплав (3' - емкость с
охладителем; 4'— электропроводные пробки керамической формы; 5'— электрод для подвода электротока в расплав); г — фрагмент, по-
ясняющий механизм воздействия электрического тока на фронт роста кристаллов
лена емкость Г с перфорированной перегородкой внутри, на которую насы-
пали слой 2' электрокорунда №40 высотой, на 20 мм превышающей высоту
отливки. Под перегородку подавали инертный газ, который и создавал псев-
докипящий слой частиц А12О3. Проведенные эксперименты на образцах диа-
метром 16 мм сплава ЖС26 показали, что дисперсность структурных состав-
ляющих сплава при таком способе НК эквивалентна дисперсности структуры
образцов того же сплава и диаметра, полученных при скорости погружения в
жидкометаллический охладитель, равной 20 мм/мин. Однако при этом был
полностью израсходован баллон сжатого гелия, и, кроме того, частицы элек-
трокорунда были обнаружены как в чаше отливки, так и в вакуумном трубо-
проводе. Следовательно, при эксплуатации необходимы системы фильтров,
система очистки и регенерации используемого инертного газа, а также систе-
мы нагнетания газа под избыточным (относительно давления в рабочей ка-
мере) давлением.
Пропускание электротока через расплав. Для обеспечения плоского фронта
роста кристаллов был опробован способ НК с одновременным пропусканием
электротока через расплав.
В основу физического воздействия электротока на расплав при НК поло-
жено различие в электросопротивлении твердой и жидкой фаз сплава. Элек-
тросопротивление жидкой фазы больше, чем твердой. Следовательно, прохо-
дящий через расплав электрический ток будет в первую очередь «перетекать»
через выступы неплоского фронта кристаллизации в уже затвердевшую часть
отливки (рис. 7.13, в). Подбором плотности тока можно добиться того, что
дендритные выступы, проросшие в расплав, будут оплавляться и фронт кри-
сталлизации будет плоским (условие, необходимое для роста эвтектик). Из
литературы известно, что для указанной цели необходимо применять посто-
янный ток. В работе был опробован выпрямитель постоянного тока ВАКГ-
630, с техническими характеристиками:
-	напряжение сети 3x380 В с нулевым проводом, частота 50 Гц;
—	потребляемая мощность не более 10,3 кВт;
—	выпрямленное напряжение 12/6 В;
—	выпрямленный ток 600 А;
—	масса агрегата 300 кг.
Разработаны и изготовлены вспомогательные приспособления и оболочко-
вая форма с графитовыми пробками 4' в донной части. Сверху в расплав
опускали графитовый стержень 5' с токоведущими шинами. Цепь замыка-
лась через жидкометаллический охладитель. Эксперименты по влиянию элек-
тротока на расплав проводили только при кристаллизации эвтектического
сплава ВКЛС-10, так как только при кристаллизации эвтектик необходимым
условием получения регулярной структуры является наличие плоского фрон-
та кристаллизации. Работы по этому направлению показали, что пропускание
тока через расплав — эффективный способ воздействия на структуру крис-
таллизующегося расплава.
На основании всех проведенных экспериментов были разработаны тех-
нические задания и созданы промышленные установки: ВИСАТ-1 — первое
поколение; УВНК-8П, УВНК-17 — второе поколение; УВНК-12 — третье по-
коление.
330
3. Связь структуры жаропрочных сплавов
с условиями направленной кристаллизации
Изменение основных параметров технологического процесса НК вызы-
вает существенные изменения макро- и микроструктуры сплавов отливае-
мых изделий, от чего, в свою очередь, зависят эксплуатационные свойства
деталей.
Макроструктура жаропрочных сплавов. Количество макрозерен в отлив-
ке определяется температурными условиями у донной стенки керамичес-
кой формы. При расстоянии между дном формы и охлаждающей средой
50 мм (для установки В-1790), дно формы легко прогревается до темпера-
туры, превышающей температуру ликвидус сплава. При последующем пе-
ремещении формы с залитым в нее металлом вниз для кристаллизации,
резкого переохлаждения сплава в донной части формы не происходит,
соблюдается условие, указанное в разделе 2: скорость роста значительно
превышает скорость образования центров кристаллизации. В этих условиях
зарождается и растет небольшое количество зерен (от 1 до 3) в отливке
диаметром 15 мм или лопатке с размером замка 20x60 мм. Изменяя рас-
стояние между дном формы и охлаждающей средой, можно регулировать
температуру дна формы, практически не меняя температуру остальной ее
части. Это создает условия для зарождения различного количества зерен
произвольной кристаллографической ориентации, дальнейший рост кото-
рых также определяется внешними температурными условиями. На рис.
7.14 представлены основные типы структур, визуально наблюдаемые на
протравленной поверхности лопаток. Таковыми являются: равноосная (рис.
7.14, а), характеризующаяся наличием мелких зерен по всей высоте лопат-
ки; направленная тонкостолбчатая (рис. 7.14, б), имеющая множество (> 10)
вытянутых в одном направлении, параллельном оси лопатки, зерен; на-
правленная (рис. 7.14, в), содержащая 2—3 зерна с границей, совпадающей
с продольной осью отливки или расположенной под углом до 20° к ней;
монокристаллическая (рис. 7.14, г), не имеющая на протравленной поверх-
ности каких-либо границ; смешанная (рис. 7.14, д), отличительным при-
знаком которой является, например, монокристаллическое перо и равно-
осный замок. Для достижения максимальных свойств жаропрочных спла-
вов после НК необходимо стремиться к получению отливок с
монокристаллической макроструктурой заданной КГО.
Монокристаллической лопаткой или отливкой называют изделие, «вырос-
шее» из одного зародыша и не имеющее границ зерен на протравленной
поверхности. При этом в матрице монокристаллического изделия имеются
включения первичных фаз с другим параметром или типом кристаллической
решетки (карбиды, бориды и др.) и вторичные выделения у'-фазы, когерен-
тно связанные с матрицей. Иными словами, монокристалл жаропрочного
сплава не отвечает классическому определению монокристалла как объекта
с непрерывной кристаллической решеткой.
Микроструктура жаропрочных сплавов. Микроструктура жаропрочных
сплавов чрезвычайно чувствительна к скорости охлаждения в процессе НК.
На рис. 7.15 представлены характерные микроструктуры (х100) сплава ЖС6У
331
	ВЦ б	
Рис. 7.14. Макроструктура
лопаток:
а — равноосная; б — на-
правленная тонкостолбча-
тая; в — направленная;
г - монокристаллическая;
д — монокристаллическое
перо и равноосный замок
в поперечном (рис. 7.15, а) и продольном (рис. 7.15, б) к оси образца на-
правлении в зависимости от скорости кристаллизации. Диапазон исследован-
ных скоростей кристаллизации 4, 20 й 40 мм/мин (на рис. 7.15 этим скоро-
стям соответствуют столбцы I, II, III). Все исследованные образцы имеют
ориентацию [001]. Морфология карбидов (х 500) и упрочняющей /-фазы
(х27000) представлена на рис. 7.15, в, г соответственно.
Структура сплава ЖС6У на продольных шлифах характеризуется нали-
чием хорошо видимых дендритов, оси первого порядка которых параллель-
ны направлению [001]. В поперечном направлении дендриты имеют вид
«мальтийского креста». В междендритных участках расположены карбиды
и эвтектическая у/у'-фаза. При увеличении скорости кристаллизации отме-
чается резкое измельчение всех структурных составляющих сплава: денд-
ритов, карбидов, эвтектики (табл. 7.3). Количественная оценка изменения
размеров структурных составляющих сплава в зависимости от скорости
332
Рис. 7.14. Макроструктура
лопаток:
а — равноосная; б — на-
правленная тонкостолбча-
тая; в — направленная;
г - монокристаллическая;
д — монокристаллическое
перо и равноосный замок
в поперечном (рис. 7.15, а) и продольном (рис. 7.15,6) к оси образца на-
правлении в зависимости от скорости кристаллизации. Диапазон исследован-
ных скоростей кристаллизации 4, 20 й 40 мм/мин (на рис. 7.15 этим скоро-
стям соответствуют столбцы I, II, III). Все исследованные образцы имеют
ориентацию [001]. Морфология карбидов (х 500) и упрочняющей у'-фазы
(х27000) представлена на рис. 7.15, в, г соответственно.
Структура сплава ЖС6У на продольных шлифах характеризуется нали-
чием хорошо видимых дендритов, оси первого порядка которых параллель-
ны направлению [001]. В поперечном направлении дендриты имеют вид
«мальтийского креста». В междендритных участках расположены карбиды
и эвтектическая у/у'-фаза. При увеличении скорости кристаллизации отме-
чается резкое измельчение всех структурных составляющих сплава: денд-
ритов, карбидов, эвтектики (табл. 7.3). Количественная оценка изменения
размеров структурных составляющих сплава в зависимости от скорости
332
кристаллизации производилась на поперечных и продольных шлифах, вы-
резанных перпендикулярно и параллельно кристаллографическому направ-
лению [001] образца. За расстояние между осями первого порядка прини-
мали среднее арифметическое из 80—100 измерений между осями соседних
Рис. 7.15. Характерные микроструктуры жаропрочного сплава (монокристаллы с ориента-
цией [001]) в зависимости от скорости направленной кристаллизации:
а, б — поперечные и продольные сечения (хЮО); в, г — морфология карбидов (х500) и
у'-фазы (х27000) соответственно;
I, И, III — скорости кристаллизации 4, 20, 40 мм/мин соответственно
333
дендритов, расположенных в один ряд, на поперечном щлифе. Расстояние
между осями второго порядка измеряли на продольных шлифах. Размер
эвтектической у/у'-фазы оценивался на поперечных шлифах диаметром опи-
сывающей выделение окружности (усредненные значения по 80-100 заме-
рам). Оценка размеров карбидной фазы из-за различной морфологии вы-
делений представляла наибольшую трудность. В табл. 7.3 приведены раз-
меры карбидов, определенные по максимальному видимому на шлифе
размеру, усредненному по 80—100 замерам карбидных частиц при х400 и
хЮОО. При такой оценке размеров карбидов не учитывается тот факт, что
при увеличении скорости кристаллизации, карбиды становятся не только
мельче, но и приобретают глобулярную форму. Оценить изменение формы
карбидов можно с помощью коэффициента формы частицы, представляю-
щего собой отношение двух взаимно перпендикулярных размеров частицы,
видимых на шлифе:
где К — коэффициент формы карбида; а — максимальный продольный раз-
мер частицы; b — поперечный размер частицы.
Карбиды, коэффициент формы которых изменяется в пределах 1<АХЗ,
считают глобулярными. При К > 3, карбиды относят к типу «иероглифов».
Для скоростей кристаллизации 4 и 20 мм/мин в табл. 7.3 внесены разме-
ры карбидов с К » 3, т.е. усредненные максимальные размеры частиц, хотя
в микроструктуре наблюдаются и глобулярные карбиды. Для скоростей крис-
таллизации 40 и 80 мм/мин карбиды в основном глобулярные с К < 3, кото-
рые можно оценивать одним размером. Размер вторичной у'-фазы определял-
ся как сторона квадрата частицы на электронно-микроскопических снимках
при х27000.
Приведенные данные показывают, что наиболее резкое измельчение струк-
турных составляющих происходит при увеличении скорости кристаллизации
от < 4 до 40 мм/мин. Для дальнейшего существенного повышения эффектив-
ности жидкометаллического охлаждения необходимо интенсифицировать ра-
боты по созданию тонкостенной, высокотеплопроводной керамической фор-
мы. Кроме того, эти данные позволяют задавать технологические режимы,
обеспечивающие получение желаемой степени дисперсности структурных со-
Таблица 7.3. Влияние скорости кристаллизации на микроструктуру сплава ЖС6У
Скорость кристаллизации, мм/мин	Средние размеры структурных составляющих, мкм				
	расстояние между осями дендритов		размер у/у'-фазы	размер карбидов	размер у'-фазы
	1 порядка	2 порядка			
4	445	50	35	37	0,5-0,9
20	150	30	10	13	0,3-0,5
40	75	24	6,5	3,5	0,09-0,25
80	45	19	6	3	0,065-0,15
334
ставляющих, или по результатам структурных исследований судить о правиль-
ности проведения технологического процесса.
В дальнейшем [22] были получены аналитические зависимости размеров
(X) структурных составляющих сплавов от технологических параметров про-
цесса, которые имеют вид:
Х = 620(<?£Я)-1/3; Худ' = 21(G57?)-1/4; ХМеС = 4,2(G5/?)-1/4,
где Gl и Gs — соответственно градиенты температур ликвидус и солидус, при
которых образуются указанные фазы; R — скорость кристаллизации.
Подтверждением указанных зависимостей явились данные, полученные в
заводских условиях для сплава ЖС26 (рис. 7.16).
Электронно-микроскопические исследования структуры жаропрочных сплавов.
При ВНК повышенная скорость охлаждения сплава сохраняется и в темпе-
ратурном интервале выделения основной упрочняющей у'-фазы. Поэтому на-
блюдается заметное уменьшение размеров у'-фазы, но форма ее при этом
остается кубической, т.е. не уменьшается степень ее когерентности с у-твер-
дым раствором. Характерные форма и размеры у'-фазы сплава ЖС6У в зави-
симости от режимов НК представлены на рис. 7.15, г и в табл. 7.3. Термооб-
работка сплава ЖС6У по режиму: 1210°С, выдержка 4 ч, охлаждение на воз-
духе, независимо от исходной скорости кристаллизации, вызывает появление
у'-фазы, по размерам и морфологии сравнимой с у'-фазой в литом сплаве
после кристаллизации со скоростью 20 мм/мин. Поэтому длительная проч-
ность литого сплава после ВНК со скоростью 20 мм/мин будет эквивалент-
на длительной прочности термообработанного сплава после НК со скорос-
тью < 4 мм/мин, что позволило применять лопатки после ВНК без термооб-
работки.
Новые структуры жаропрочных спла-
вов при НК и их особенности. Метод НК
жаропрочных сплавов с применением
жидкометаллических охлаждающих сред
назван высокоскоростным (ВНК), что-
бы подчеркнуть практически важную
для промышленности, с экономической
точки зрения, сторону процесса, а
именно: повышение скорости НК более
Рис. 7.16. Изменение дисперсности дендритной
структуры (X — междендритные расстояния)
сплава ЖС26 в зависимости от скорости ох-
лаждения:
-----расчетная зависимость (Х=620(б7?) '1//3 );
-----экспериментальные данные, полученные
в заводских условиях
335
чем в пять раз. Вместе с тем разработанный метод обладает уникальными
возможностями по созданию управляемых структур жаропрочных сплавов
даже в одной отливке, с целью обеспечения оптимального сочетания свойств
по высоте изделия; изучению процессов кристаллизации сплавов; исследова-
нию влияния отдельных структурных составляющих (например, эвтектики у/
у') на свойства сплавов, что дает новую научную информацию для дальней-
шего развития металловедения жаропрочных сплавов.
Впервые в отечественной практике НК получены бездендритные структу-
ры сплавов ЖС6У и ЖС6-Ф, названные так из-за отсутствия дендритных
ветвей на травленных шлифах, вырезанных в продольном и поперечном на-
правлениях слитка. Получены и начаты исследования «переходных» структур
жаропрочных сплавов.
На рис. 7.17 представлена схема образца сплава ЖС6У с указанием скоро-
сти кристаллизации в различных его зонах и соответствующей микрострукту-
рой. Для бездендритной структуры (см. рис. 7.17, г) характерно полное от-
сутствие дендритного рисунка на протравленных шлифах. Она представляет
собой однородное поле у' в у-твердом растворе с включениями карбидов МС
«глыбообразной» формы. Карбиды относительно равномерно расположены по
сечению шлифа, имеют размер 100—120 мкм, что значительно превышает
размеры карбидной фазы при дендритной НК. Микроструктура сплава на
продольном и поперечном шлифах выглядит практически одинаково. Эвтек-
тика у/у' в такой структуре сплава ЖС6У почти полностью отсутствует, что
доказывает неравновесный характер ее появления при больших скоростях
кристаллизации.
Ячеистая структура (см. рис. 7.17, в) по отсутствию дендритного рисунка
на шлифе также может быть отнесена к типу бездендритных структур. Она
характеризуется на продольном шлифе наличием ячеек, вытянутых вдоль оси
образца и разделенных между собой эвтектической у/у'-фазой. Карбиды в
такой структуре обнаружены как внутри ячеек, так и по их границам. В
поперечном сечении ячейки выглядят в виде правильных или вытянутых
шестиугольников.
Упрочняющая у'-фаза в ячеистой и бездендритной структурах значительно
укрупнена. Размер ее составляет 1,5—1,7 мкм. Связано это с малой скорос-
тью охлаждения в интервале выделения у'-фазы. Вместо кубической у'-фазы,
характерной для высоколегированных сплавов, наблюдаются выделения у' в
виде комплексов из двух и более частиц неопределенной формы.
Сплавы с бездендритной структурой должны быть термообработаны с це-
лью растворения и последующего выделения упрочняющей у'-фазы в мелко-
дисперсном виде.
«Переходные» структуры — непротяженные зоны образца, значительно
отличающиеся друг от друга размерами структурных составляющих, — связа-
ны с резким изменением технологических параметров НК. На рис. 7.18, в
показан переход от бездендритной ячеистой структуры к тонкодендритной;
на рис. 7.18, д — от дендритной, полученной со скоростью 40 мм/мин, к
дендритной — со скоростью 4 мм/мин.
Получение новых структур жаропрочных сплавов стало возможным благо-
даря тому, что вновь созданное оборудование позволяет управлять темпера-
336
Продольное	Поперечное
сечение	сечение
Рис. 7.17. Микроструктура (хЮО) сплава ЖС6У в зависимости от скорости кристаллизации
(/ — исследуемый образец):
а - дендритная (Ккр = 40 мм/мин); б - дендритная (Ккр = 5 мм/мин);
в - ячеистая (Икр = 1 мм/мин); г - бездендритная (Икр = 0,1 мм/мин)
337
Скорость кристаллизации, мм/мин
Рис. 7.18. Переходные
структуры жаропроч-
ных сплавов (х100):
а — бездендритная
(7кр= мм/мин);
б — бездендритная яче-
истая (Ккр = 1 мм/мин)
в — переходная (от «б>>
к «г»);
г — тонкодендритная
(Ккр = 40 мм/мин);
д - переходная (от «г»
к «е»);
е — дендритная
(Ккр = 4 мм/мин)
338
турными градиентами на фронте роста в пределах 3—200°С/см и скоростями
кристаллизации в пределах 0,1—160 мм/мин.
4. Особенности получения турбинных лопаток
с монокристаллической структурой
Для успешного решения проблем промышленного производства лопаток с
монокристаллической структурой необходим комплексный подход, включаю-
щий: создание специальных жаропрочных сплавов; разработку высокоавтома-
тизированного литейного оборудования; развитие технологии: изготовления
керамических форм; производства и контроля затравок; литья и кристаллиза-
ции отливок; совершенствование операций контроля макро- и микрострукту-
ры, включая контроль кристаллографической ориентации лопаток.
Требования к технологии и оборудованию
Технологический процесс серийного производства лопаток должен обеспе-
чивать выход годного по структуре на уровне 90—95%. Это обеспечивается
точным соблюдением технологии и надежной работой оборудования в тече-
ние длительного времени. Основными технологическими параметрами про-
цесса являются:
—	температура предварительного нагрева формы с находящейся в ней зат-
равкой. Точность поддержания температуры должна быть не ниже 1% изме-
ряемой величины, т.е. < 15—16°С. Перепад температур в горизонтальных сече-
ниях ППФ на всех уровнях должен обеспечиваться в пределах 1—2% от мак-
симальной рабочей температуры;
—	температура заливаемого в форму расплава и скорость заполнения фор-
мы крупногабаритных лопаток;
—	скорость перемещения формы из зоны нагрева в зону охлаждения дол-
жна быть переменной, зависящей от площади поперечного сечения отливки,
и поддерживаться с точностью ± 1% от измеряемой величины;
-	градиент температур на фронте роста > 50 °С/см;
-	высота твердожидкой зоны <10 мм;
—	исходное положение донной части формы в нагревателе ППФ (> 70 мм
от поверхности охладителя для установок типа УВНК-8П);
—	применяемые шихтовые заготовки должны соответствовать требованиям
на сплав и иметь определенную массу с допустимым отклонением ± 100 г;
—	степень вакуума — в пределах 1—5 мкм рт. ст.
Все технологические параметры должны поддерживаться, управляться и
фиксироваться с помощью специализированной компьютерной системы, яв-
ляющейся неотъемлемой частью установки.
Кроме требований непосредственно к технологическому процессу литья и
кристаллизации, важнейшими составляющими цикла производства лопаток
являются керамические стержни (точность их изготовления, прочность, фор-
моустойчивость); удаляемые модели; керамические оболочковые формы; кон-
троль всех операций технологического процесса, включая контроль самих
отливок.
339
Создание литниково-питающих систем
Основным элементом литниково-питающих систем при получении мо-
нокристаллических отливок является «стартовое основание», которое в даль-
нейшем стали называть «стартовым конусом», хотя конусом оно является
только для цилиндрических образцов. Применительно к лопаткам без бан-
дажных полок «стартовое основание» проектировалось как продолжение
профиля пера лопатки в виде его конической законцовки (рис. 7.19, а).
Оптимальным углом при вершине конуса является угол в 30°. Однако при
увеличении хорды лопатки высота «стартового основания» становится соиз-
меримой с высотой самой лопатки. Поэтому целесообразно сохранить угол
в -30° на высоте ~10 мм от вершины конуса, далее по плавной кривой
вывести этот размер на величину, равную приблизительно ширине лопатки,
и плавно соединить образующую стартового основания с торцом лопатки.
Общая высота стартового основания (без затравки) должна быть не менее
70 мм, что равно расстоянию между нижним срезом нижнего нагревателя и
уровнем охладителя в серийных установках типа УВНК. Эта высота выби-
рается из условия, чтобы неустановившаяся стадия процесса кристаллиза-
ции проходила в стартовом основании, в котором допускается развитие осей
второго порядка. Часто образующие конуса выполняют прямолинейными.
Авторы считают, что криволинейные поверхности Rv R2 обеспечивают луч-
шие условия роста кристалла от затравки по двум причинам:
—	в начальный момент роста обеспечивают меньший угол при вершине
стартового основания, что облегчает прорастание кристалла в отливку;
—	изменяют угол падения лучей от нагревателей, способствуя меньшему
притоку тепла к развивающемуся фронту кристаллизации.
Переход от вершины «стартового основания» к затравке осуществляется
двумя способами в зависимости от применяемых затравок:
—	при использовании тугоплавких затравок — через цилиндрический пере-
ход диаметром 2 мм к цилиндру диаметром 8 мм и высотой 8—16 мм;
—	при использовании затравок из того же материала, что и сплав отлив-
ки (т.е. сплав типа ЖС), затравка непосредственно заделывается в вершину
стартового основания модели на глубину 5—8 мм. При этом должно быть
обеспечено плотное прилегание модельной массы к затравке только в месте
ее заделки. Остальная часть затравки должна быть очищена от следов мо-
дельной массы. Параллельность вертикальных осей затравки и модели обес-
печивается пресс-формой.
Для лопаток с бандажной полкой стартовое устройство имеет существенно
более сложную геометрическую форму. Однако ее легко разложить на про-
стые составляющие элементы, сконструированные так, чтобы обеспечить рост
кристалла без зарождения новых зерен. Так, для лопатки второй ступени с
тремя лабиринтными гребешками на полке стартовое основание имеет вид,
представленный на рис. 7.19, б. Оно состоит из трех треугольных пластин,
вершины которых соединены в одной точке диаметром 2 мм, а основания
этих пластин, по ширине равные протяженности лабиринтных гребешков,
присоединены к торцам соответствующих гребешков. Угол между крайними
пластинами, образующими стартовое основание, не должен превышать 35°
340
(см. рис. 7.19, б, схема). При литье монокристаллических лопаток с бандаж-
ной полкой, «опущенной» в сторону охлаждающей среды как у входной, так
и у выходной кромки, хорошие результаты обеспечивает стартовое устрой-
ство «коробчатого» типа, представленное на рис. 7.19, в.
При литье сопловых лопаток часто используют значительный наклон ло-
паток к направлению роста дендритов, что приводит к снижению уровня
прочностных свойств сплавов, так как свойства в продольном и поперечном
направлении неодинаковы.
Рис. 7.19. Стартовые устройства (схемы и общий вид) для получения монокристаллических
лопаток:
а — без бандажной полки: 1, 2 - оптимальный и допустимый вариант профиля
стартового устройства соответственно; 3 - профиль пера лопатки; Rj и R2 — радиусы,
образующие профиль;
б, в - с бандажной полкой (б - с тремя лабиринтными гребешками на ней); в - с
отрицательным углом наклона части полки к горизонтальной плоскости фронта роста
341
Для отливки крупногабаритных сопловых лопаток разработано сложное
стартовое устройство с системой кристалловодов между полками. Оно состо-
ит из комбинации простых полостей в керамической форме (на модели это
пластины, а не полости), соединенных, как указано на рис. 7.20. Так, первая
пластина в виде прямоугольника под ребром нижней полки лопатки у вход-
ной ее кромки через 2/3 всей высоты устройства переходит по плавной кри-
вой в треугольник, заканчивающийся затравочной полостью. Толщина этой
пластины равна толщине полки. Вторая и третья пластины, в виде треуголь-
ников, расположены под противолежащими ребрами нижней полки и соеди-
нены меньшими катетами с прямоугольной частью первой пластины, перпен-
дикулярно ей, а большими катетами — к полостям противолежащих ребер
нижней полки. При этом образующая этих пластин плавной кривой связы-
вает высоту прямоугольника первой пластины с противолежащими углами
нижней полки. Четвертая пластина имеет высоту, равную высоте первой пла-
стины в месте их соединения, и расположена перпендикулярно ей. Заканчи-
вается четвертая пластина на середине ребра нижней полки у выходной
кромки. Дополнительные треугольные пластины 5 являются продолжением
внутренних перемычек пера. Высота их совпадает с переменной высотой
четвертой полости в месте их соединения. Структура нижней полки через
цилиндрические кристалловоды 6 и связанные с ними косынки 7 передается
верхней полке (см. рис. 7.20).
Для обеспечения плотной структуры в верхней части отливки при НК
необходима прибыль высотой > 30 мм. Эта же высота может быть использо-
вана для размещения элементов
подвески форм в печах типа
УВНК.
Рис. 7.20. Стартовое устройство для круп-
ногабаритных сопловых лопаток с двумя
полками, сильно развитыми в горизон-
тальных плоскостях:
1 и 3 — пластины-кристалловоды, соеди-
няющие пластину 2 с противолежащими
ребрами полки; 2 — прямоугольная пла-
стина, продолжающая полку в районе
входной кромки лопатки и переходящая
по плавной кривой в стартовую полость
с затравкой; 4 — пластина, соединяющая
стартовую полость с центром противоле-
жащего ребра полки; 5 - пластины,
соединяющие пластину 4 с ребрами
внутренней полости лопатки; 6 — цилин-
дрические кристалловоды, передающие
структуру нижней полки через косынки
7 в верхнюю полку
342
Для фиксации знаков стержня предусматривается, как правило, 2—3 мес-
та, где стержень выходит за габариты модели лопатки. Знак стержня, выхо-
дящий из замковой части модели отливки, является, как правило, основным
местом закрепления стержня в форме. Верхний знак (диаметром от 1 до
4 мм), выходящий за торец отливки, и знак по выходной кромке являются
поддерживающими. Для обеспечения зазора между знаками стержня (верх-
ним и боковым) и будущей формой, знаки покрываются тонкой пленкой
(0,01 мм). Для устранения возможности зарождения «паразитных зерен», на
тонкой выходной кромке, как правило, устраивают «валик» по всей высоте
кромки. Диаметр «валика» близок к диаметру окружности, вписанной во
входную кромку лдпатки. «Валик» плавно сопрягается с пером лопатки по
всей высоте, и в нем устраивают 3—4 окна для фиксации выходного знака
стержня, который весь может быть закрыт «валиком».
При получении лопаток малоразмерных двигателей целесообразно отливать
их в многоярусные блоки. При этом лопатки в блоке располагаются так,
чтобы вершина стартового основания последующей лопатки крепилась к тор-
цевой части замка предыдущей, ниже расположенной лопатки, которая будет
выполнять роль затравки, обеспечивающей требуемую кристаллографическую
ориентацию.
Разумеется, самая нижняя лопатка в вершине своей стартовой полости
имеет монокристаллическую затравку заданной КГО.
Остаточные напряжения в отливках и пути их снижения,
основные дефекты структуры и способы их устранения
Основными источниками появления высоких литейных напряжений в от-
ливках являются:
—	несоответствие коэффициентов линейного расширения керамических
материалов формы и стержня и жаропрочного сплава отливки;
—	затрудненная усадка жаропрочного сплава отливки сложной геометри-
ческой формы;
—	межфазные напряжения в структуре сплава отливки, возникающие из-за
высоких скоростей охлаждения последней.
Высокий уровень литейных напряжений может привести к растрескива-
нию деталей по границам зерен, явлению рекристаллизации, поверхностной
и объемной, а при наличии поверхностно-активных веществ (ПАВ) — к рас-
трескиванию монокристаллических деталей по механизму Ребиндера.
Предотвратить растрескивание лопаток по границам зерен можно путем:
— увеличения податливости керамической формы за счет введения 1-2
слоев с графитовым наполнителем, играющим роль демпфера;
—	легирования сплава элементами, упрочняющими границы зерен;
—	снижения содержания количества гафния в составе сплава;
—	введения операции «термостатирование» после окончания кристаллизации.
Примеры появления трещин по механизму Ребиндера представлены на
рис. 7.21, а. Появляются эти трещины в монокристаллических отливках при
длительном их хранении с неудаленными, пропитанными травителем, кера-
мическими стержнями после травления лопаток на макроструктуру. Харак-
343
терние особенности: трещины развиваются, как правило, по плоскостям {001}
во взаимно перпендикулярных направлениях, имеют скольный характер и не
связаны с границами зерен. Решение проблемы: введение операции «термо-
Рис. 7.21. Специфические дефекты в монокристаллических отливках:
а — трещины, образование которых происходит по механизму Ребиндера; б — струйная
полосчатость на лопатке, б' — фрагмент (х20); в — рекристаллизованные зерна
344
статирование», сокращение срока между операциями «травление на макро-
структуру» и «удаление керамического стержня из внутренней полости отлив-
ки» до 1—2 дней.
Примеры появления рекристаллизованного слоя на отливках с направ-
ленной структурой представлены на рис. 7.21, в. Решение проблемы: введе-
ние операции «термостатирование» в заключительной стадии технологичес-
кого процесса НК; снижение давления воздуха при пескоструйной обработ-
ке деталей до (9,8—14,7) • 104 Па (1—1,5 ат) [вместо обычно применяемых
39,2 • 104 Па (4 ат)] для уменьшения поверхностного наклепа; проведение до-
водочных операций, например шлифовки, после термообработки деталей.
Оценка уровня объемных остаточных напряжений в отливках лопаток из
сплава ЖС26 с помощью тензорезисторов приведена в табл. 7.4. Тензорези-
сторы 1— 8 установлены на пере лопатки со стороны корыта, а 9~16 — со
стороны спинки: в корневой части лопатки — на высоте 51,5 мм (резисторы
1—4 и 9 —12), в верхней части лопатки — на высоте 71,5 мм (резисторы
5— 8 и 13—16) от нижней торцевой плоскости замка. Разрезку лопаток осу-
ществляли в трех горизонтальных плоскостях (расстояние между плоско-
стями реза 20 мм) и двух вертикальных. Были исследованы пять лопаток в
литом и пять лопаток — в термообработанном состоянях. Полученные ре-
зультаты (см. табл. 7.4) показывают, что практически все тензорезисторы
зафиксировали остаточные напряжения сжатия. Максимальные значения
(средние по результатам испытаний пяти лопаток) для отливок без ТВО (тер-
мовакуумной обработки):
—	в продольном направлении осж =212 МПа (тензорезистор 7); в попе-
речном направлении осж = 230 МПа (тензорезистор 8). Кроме того, в про-
дольном направлении значительные средние напряжения были замерены на
выходной кромке (как на спинке, так и на корыте);
—	в поперечном направлении средние напряжения на корыте (тензорези-
сторы 2, 4, 6, 8) больше, чем на спинке (тензорезисторы 10, 12, 14, 16).
На отливках после ТВО всеми резисторами были замерены сжимающие
остаточные напряжения, примерно на порядок меньшие, чем на отливках без
ТВО (осж < 63 МПа в поперечном направлении - тензорезистор 8).
Основные дефекты структуры и способы их устранения. К числу специфи-
ческих дефектов структуры при НК отливок относят струйную ликвацию
(freckles), поверхностные карбиды, «паразитные» зерна, рекристаллизованные
зерна. Кроме того, в монокристаллических отливках имеют место недопусти-
мые структурные дефекты — высокоугловые границы зерен НАВ (сокращен-
ное английское название), и допустимые структурные несовершенства — ма-
лоугловые границы зерен (LAB—Low Angle Grain Boundaries в английской
технической литературе [23]) и «прострел».
Струйная ликвация (freckles) — цепочки беспорядочно ориентированных
равноосных зерен, располагающихся, как правило, вдоль границ зерен или
между дендритами. Протяженность таких цепочек различна, ширина не пре-
вышает 2 мм. Располагаются они, как правило, на наружной поверхности
лопаток, что позволяет дополнительно предположить определенную роль вы-
деляющихся при кристаллизации газов в механизме образования freckles, под-
робно изложенном в [24]. Причины их образования: низкие значения гради-
345
ента температур на фронте роста и малые скорости кристаллизации; большие
(> 350 мкм) расстояния между осями первого порядка, большой интервал
кристаллизации сплава. Примеры этого вида дефекта представлены на рис.
7.21, б и б'. Этот вид дефекта на отливках не допускается, детали бракуются.
Таблица 7.4. Результаты определения объемных остаточных напряжений* (лопатки из сплава
ЖС26 в литом и термообработанном состояниях)
Место
установки
тензодатчиков
Результаты испытаний (а^, МПа) для лопаток
___________________с условными номерами	
Г 2х У 4'	5'	1"	2" У' 4"	5"
Без ТВО	После ТВО
Средние
значения**
Корыто
(корневое сечение)
выходная кромка:
1	—	-217 -181	-258	-191	-10	-18	—	-13	-21	-212/-16
2	—	-227 -157	-243	-221	-16	-13	—	-28	-34	-212/-23
входная кромка:										
3	-30	-	-30	-24	-71	—	+ 12	-11	—6	-16	-39/-5
4	-164	- -111	-87	-169	—	+23	-39	-26	-22	-133/-16
Корыто
(верхнее сечение)
выходная кромка:
5	-191	-191 -173	-173	-213	-6	-9	+4	-7	-10	-188/-6
6	-207	-198 -173	-193	-237	-12	-16	-25	-10	-20	-202/-17
входная кромка:										
7	-108	-	-116	-98	-83	-9	-3	-20	-15	-8	-101/-5
8	-277	-	-246	-231	-165	-32	-36	-63	-6	-45	-230/-36
Спинка
(корневое сечение)
выходная кромка:
9 10	-231 -252	-169 -168	-102 -167 -137 -106		- -29 -	-13	-40 -34	-36 -45	-36 -3	-25 -11	-167/-33 -166/-21
входная кромка: 11	-135	—	—	-60	-106 -26	-29	-29	0	-37	-100/-25
12	-151	—	—	-86	-167 -11	-27	-2	+3	+63	-137/-20
Спинка
(верхнее сечение)
выходная кромка:
13 14	-288 -145	-227 -95	-	-187 -	-198	-85 -183	-40 -26	-40 -14	-28 -20	-32 -15	-41 -41	-197/-36 -155/-24
входная кромка: 15	-180	-117	-91 -83	-101	-14	-31	-33	-22	-41	-114/-29
16	-292	-153	-134 —119	-136	-21	-53	-4	-8	-33	-167/-24
Со знаком «минус» показаны значения напряжения сжатия, «плюс» — растяжения;
цифрами 1 — 16 обозначены номера тензорезисторов; причем нечетные номера — для
фиксации напряжений в продольном направлении, а четные — в поперечном (ТВО —
термовакуумная обработка).
В числителе - для лопаток без ТВО, в знаменателе - после ТВО.
346
Рекристаллизованные зерна. Появляются после высокотемпературного нагре-
ва деталей, имеющих высокий уровень остаточных напряжений после литья
или механической обработки (пескоструйная обработка, шлифовка). Пример
на рис. 7.21, в.
«Паразитные» зерна — крупные, произвольно ориентированные зерна, за-
родившиеся (не от затравки) на стенках формы, выступах стержня или на
инородных включениях в расплаве. Причины их образования: низкие значе-
ния градиента и скорости кристаллизации, большая кривизна изотермы лик-
видус, хорошая смачиваемость расплавом стенок керамической формы и стер-
жня, наличие в расплаве частиц модификаторов, низкая температура залива-
емого расплава.
Малоугловые границы (субграницы) — неконтрастные, слабо различимые на
поверхности протравленных лопаток продольные границы между двумя кри-
сталлами, имеющими небольшое (до 5°) кристаллографическое отклонение
друг от друга (рис. 7.22, б). Они (границы) характеризуются более высокой
степенью упорядоченности составляющих их атомов, малой поверхностной
энергией, большей термической стабильностью по сравнению с высокоугло-
выми границами зерен и почти не снижают высокотемпературных свойств
Рис, 7,22. Структурные дефекты показаны стрелками
монокристаллических лопаток:
а — «паразитное» зерно; б — субграница (два субзерна,
разориентированные между собой на 2°); в - «прострел»
347
монокристаллических отливок из жаропрочных углеродсодержащих сплавов.
В безуглеродистых современных жаропрочных сплавах с высоким содержани-
ем рения малоугловые границы не позволяют достичь рекордных показателей
жаропрочности, потенциально ожидаемых от сплавов нового класса. Причи-
нами образования малоугловых границ могут быть термические напряжения
вблизи поверхности солидус при кристаллизации, низкие значения градиента
температур и скоростей роста и связанная с этим большая величина твердо-
жидкой зоны, возможный слом некоторых растущих дендритных осей, их
разворот относительно окружающих дендритов на небольшой угол и последу-
ющий совместный рост вновь образованной колонии дендритов с ранее су-
ществующим дендритным «лесом», а также наличие малоугловых границ в
исходной затравке. Одной из важнейших причин образования малоугловых
границ зерен может быть разделение, например керамическим стержнем, и
повторное соединение фронта кристаллизации при литье охлаждаемых лопа-
ток. Малоугловые границы зерен не считаются браковочным признаком при
литье монокристаллических лопаток. Однако контролю лопаток с такими
границами необходимо уделять особое внимание. Пример лопатки с малоуг-
ловой границей между двумя кристаллами, разориентированными на 2°, пред-
ставлен на рис. 7.22, б.
«Прострел» (рис. 7.22, в) — узкие длинные зерна, проходящие почти по
всей высоте отливки. Глубина их залегания — десятки микрон. Причины об-
разования: примесные включения в керамике формы, способные в опреде-
ленных условиях играть роль гетерогенных центров кристаллизации; наличие
дефектов в исходной затравке.
Получение монокристаллических отливок с заданной осевой
и азимутальной кристаллографической ориентацией
При всем многообразии способов получения монокристаллических отли-
вок заданной ориентации существуют два основных технологических реше-
ния, удовлетворяющих серийное производство лопаток ГТД. Первое (широко
распространенное за рубежом) — основано на механизме конкурентного рос-
та кристаллов. Сущность его заключается в том, что из большого числа заро-
дившихся кристаллов наиболее жизнеспособными оказываются те из них,
кристаллографическое направление [001] которых совпадает с направлением
теплоотвода. Для отбора одного кристалла нужного направления используют
различные типы кристаллоотборников, наиболее широкое применение из
которых нашел спиралевидный канал в виде геликоида (см. рис. 7.4, б).
В отечественной практике получения монокристаллических отливок более
широко применяют другое технологическое направление: использование зат-
равок. Основные преимущества этого способа:
—	обеспечивается любая заданная кристаллографическая ориентация отливки;
— возможно управление как осевой, так и азимутальной ориентацией;
—	существенно сокращается стартовая зона отливки;
—	увеличивается скорость охлаждения отливки;
—	достигается экономия жаропрочного сплава;
—	возможно применение затравок из различных сплавов.
348
Геометрические формы и размеры затравок существенного значения не
имеют и определяются лишь необходимостью неполного их расплавления и
сохранения КТО.
В зависимости от температуры плавления материала затравок их можно
разделить на два основных типа:
—	затравки из сплава, аналогичного сплаву отливки (TL и Ts сплава зат-
равки и сплава отливки одинаковы);
—	тугоплавкие затравки (TL и Ts сплава затравки значительно превышают
соответствующие значения TL и Ts сплава отливки).
Рассмотрим подробнее применяемые типы затравок.
Затравки из материала отливки. Впервые такие затравки использовал
Д.А. Петров с сотрудниками в процессе получения монокристаллов жаро-
прочных сплавов. Применялись затравки из сплавов ЖС6У, MAR М200 и
других прямоугольного и круглого сечения, длиной 40 мм. Длина затравки
выбиралась из условия ее сохранения при заливке на ее (затравки) торцевую
часть перегретого жаропрочного сплава. Для размещения затравки в донной
части формы было разработано специальное керамическое «подножие» с
полым каналом, в котором и помещалась потом затравка. Так как прямые
углы в керамике — потенциальный источник появления трещин, очень ско-
ро перешли на затравки круглого сечения, под которые модернизировали и
пресс-форму керамического «подножия». Получение отливок в формах с
«подножием» и затравкой, установленной в нем, показало, что плотность
прилегания затравки к внутренней поверхности керамического кармана «под-
ножия» неудовлетворительна, а от «затеков» металла в зазоры между стенка-
ми кармана и затравкой зарождаются и растут «паразитные» зерна. Сделав
внутреннюю поверхность керамического кармана конической, а поверхность
затравки шлифованной и той же конусности, удалось избежать «затеков»
металла при заливке в форму. При этом резко возросла трудоемкость изго-
товления затравок.
Для повышения градиента температур на затравке, были спроектированы
и изготовлены запирающие затравку замки с подвижной «юбкой», а также
специальный водоохлаждаемый, трубчатый, подвижный шток, предотвращаю-
щий полное расплавление затравки при любых условиях (см. рис. 7.6, г). С
такими затравками были получены первые монокристаллические образцы и
лопатки из жаропрочного сплава ЖС6У.
Д.А. Петровым были также предложены затравки из чистого Ni и спла-
ва Ni—W с температурами плавления на 20—100°С выше, чем TL сплава
отливки.
В это же время были предприняты шаги по заделке затравок непосред-
ственно в модель стартовой зоны отливки с последующим нанесением слоев
огнеупорной керамики на модель и затравку одновременно. Это обеспечило
плотное прилегание затравки к керамике и резко сократило трудоемкость
процесса. Как уже отмечалось, это дало положительные результаты, но ис-
пользование такого варианта было ограничено температурой прокалки фор-
мы. Так как в дальнейшем были разработаны более прочные формы с темпе-
ратурой прокалки > 1100-^1350°С, возникла необходимость разрабатывать но-
вые способы заделки затравок в форму.
349
Тугоплавкие затравки. В случае их применения нет необходимости забо-
титься о сохранности затравок в процессе нагрева формы (как в случае с
затравками из материала отливки). Размеры самих затравок по высоте были
уменьшены до 2—6 мм. Потерял свою актуальность вспомогательный водоох-
лаждаемый шток, что существенно упростило работу механизма кристаллиза-
тора и установки в целом.
При выборе композиции сплава для тугоплавких затравок, естественно,
было обращено внимание на сплавы Ni с элементами, повышающими его
точку плавления. К таким элементам относятся Со, W, Re, Os, Yr, Ru, Rh.
Co повышает температуру плавления Ni всего на 3°С и поэтому не рас-
сматривался как перспективный компонент сплава для затравок. Сплавы Ni с
W, Rh и Re (табл. 7.5) значительно более перспективны [25], поскольку эти
элементы существенно повышают температуру плавления никеля.
Как уже упоминалось, впервые тугоплавкие затравки системы Ni—W пред-
ложил и применил в практической работе Д.А.Петров с сотрудниками [А.с.
№839153]. В дальнейшем В.Н.Толораия, И.Л.Светлов, А.И. Кривко, Н.Г.Оре-
хов* предложили метод «ориентированной» резки затравок из тугоплавкого
сплава, что значительно продвинуло применение затравок в заводской прак-
тике производства лопаток. Из одного залитого блока заготовок можно полу-
чить до 300 годных затравок, что полностью удовлетворяет потребности се-
рийного производства.
Практика производства лопаток показала, что передача КГО от затравки к
отливке не всегда происходит даже при точном соблюдении температурно-
скоростных параметров процесса. Одна из причин этого — появление плот-
ного налета-конденсата на рабочей поверхности затравки, препятствующего
непосредственному контакту заливаемого сцлава с затравкой. Возможный
механизм образования налета:
SiO2 + С = SiO + СО,
с последующей конденсацией в виде SiO2 на поверхности относительно хо-
лодной затравки; или из жидкого стекла
Na2O • wSiO2 • п Н2О + СО2 -> Na2CO3 + т SiO2 • п Н2О.
Предотвратить образование конденсата на поверхности затравки возможно
двумя путями: устройством криволинейного канала (например, геликоида) над
затравкой или размещением затравки в более горячей зоне.
Развитие второго варианта привело к необходимости создания затравки с
еще более высокой температурой плавления, чем Ni—W, чтобы полностью
избежать возможного расплавления затравки, независимо от места положения
формы в нагревателе. Так как рабочая температура оболочковой формы из
А12О3 не превышает 1600°С, то и поиск материала для затравок был ограни-
чен этим же уровнем температур. Проведенный поиск показал, что диаграм-
мы состояния Ni-Re и Ni—Rh обеспечивают получение составов с требуемы-
* Толораия В.Н., Светлов И.Л., Кривко А.И. Орехов Н.Г. Способ получения затравок для
литья монокристаллических изделий из никелевых жаропрочных сплавов. Патент
№ 1822375 АЗ, В22Д 27/04. Опубл. В БИ №22. 15.06.93.
350
Таблица 7,5. Тип и параметр решетки, атомный радиус элементов, перспективных для
разработки сплавов тугоплавких затравок
Элемент	Решетка	Параметр решетки, А	Атомный радиус, А
W	оцк	2,73	1,4
Re	Гексагональная	2,73	1,37
Rh	гцк	2,68	1,34
ми температурами, исключающими расплавление затравок в процессе литья
монокристаллов. Так как масса затравки на одну отливку 2 г, удорожание
затравок за счет применения Re всего 0,5 $ на отливку стоимостью >1000 $.
Поиск затравок с более высокими TL и Ts в настоящее время не является
актуальным, так как требует применения керамических оболочек, изготавли-
ваемых не по серийной заводской технологии.
Контроль кристаллографической ориентации
монокристаллических отливок
Отливки из жаропрочных сплавов с направленной и монокристаллической
структурой обладают значительной анизотропией свойств, особенно при низ-
ких и средних температурах. Поэтому в технологию производства монокрис-
таллических лопаток введены дополнительные контрольные операции: конт-
роль 100% отливок на макроструктуру и контроль их кристаллографической
ориентации.
Традиционным методом определения кристаллографической ориентации
(КТО) монокристаллов является метод Лауэ [26, с. 193—209] — метод рентге-
новской съемки неподвижного кристалла с регистрацией отражений на плен-
ку. При этом используется явление дифракции от сплошной части спектра
рентгеновского излучения и, в соответствии с уравнением дифракции
«X = 2Jsin0, осуществляются отражения от плоскостей с дискретными значе-
ниями межплоскостных расстояний соответствующими различным кри-
сталлографическим индексам {hkl}. Сдерживающим фактором применения
метода Лауэ в условиях серийного производства является большая трудоем-
кость (2—3 ч на одно измерение), необходимость обработки пленки фотоме-
тодами, сложность последующего расчета эпиграмм.
Поэтому был разработан дифрактометрический метод определения крис-
таллографической ориентации образцов из никелевых жаропрочных сплавов,
отличающийся простотой, большой точностью и малыми затратами времени
(10—30 мин на образец) [27].
При определении кристаллографической ориентировки с помощью рен-
тгеновского дифрактометра фиксируются отражения в монохроматическом
излучении, регистрируемые при определенных положениях образца, что
принципиально отличает этот метод от метода Лауэ. При этом использует-
ся возможность выведения последовательными поворотами образца любого
кристаллографического направления в нем, совпадающего с нормалью к
выбранной плоскости (hkl), в отражающее положение. В этом положении
нормаль N к исследуемой плоскости составляет угол 90 — 9° (где 0 — угол
351
Вульфа-Брегга) с первичным и отраженным лучами и лежит в главной эк-
ваториальной плоскости гониометра (рис. 7.23, а). В процессе съемки де-
тектор рентгеновского излучения неподвижен и находится в положении,
соответствующем максимуму дифракционной линии, определяемому значе-
нием угла 20 для данной плоскости (hkl). Исследуемый протравленный
образец помещается в гониометрическую приставку (ГП-2 или ГП-13) так,
что нормаль к облучаемой поверхности образца п совпадает с исследуемым
направлением. Кристаллографическая ориентация образца задается положе-
нием какой-либо его геометрической оси, т.е. направлением, связанным с
его формой, в стандартном стереографическом треугольнике. Задача опреде-
ления кристаллографической ориентации с помощью дифрактометра будет
решена, если в стандартном стереографическом треугольнике будут опреде-
лены два угла и а2 между исследуемым направлением образца X и двумя
кристаллографическими направлениями	и	одно из которых
0° (по шкале образца)
б
Рис. 7.23. Контроль кристаллографической
ориентации:
а — схема, иллюстрирующая расположение
образца и отражающей плоскости при
съемке на дифрактометре; б — дифракто-
грамма монокристалла при определении его
кристаллографической ориентации; в — гра-
фический способ определения положения
исследуемого направления в стандартном
стереографическом треугольнике при изве-
стных значениях углов cij и а2
352
для удобства исследований является главным кристаллографическим направ-
лением, соответствующим вершине стереографического треугольника (обыч-
но [001] или [111]).
Для выведения заданных плоскостей (hkl) в отражающее положение, при
рентгеносъемке осуществляется вращение образца вокруг оси л, перпендику-
лярной его поверхности, и поворот образца вокруг вертикальной оси гонио-
метра в пределах угла а ± 55° (угол 54°44'~ максимально возможное угловое
расстояние между двумя направлениями [hkl] в пределах одного стереогра-
фического треугольника). При регистрации отражения от каждой из выбран-
ных плоскостей определяется угол а = 0 ± у, где у — угол по шкале образцов
0, соответствующий максимуму интенсивности дифракционной линии (hkl),
ближайшей к углу 0 (рис. 7.23, б). Этот угол, равный углу между нормалями
п и N, — к поверхности образца и к отражающей плоскости (hkl), — харак-
теризует отклонение исследуемого направления (оси образца) от кристалло-
графического направления [hkl]. Определив экспериментально значения двух
углов и а2, графически находят положение исследуемого направления об-
разца в стандартном стереографическом треугольнике как точку пересечения
дуги радиуса ар проведенной из центра стандартной проекции, соответству-
ющей направлению [Л^/J, с меридианом сетки Вульфа, проходящим через
направление [h^k^]. При этом искомая точка пересечения должна находить-
ся на указанном меридиане и отстоять от точки [й2Л2/2] на расстояние а2.
Угловое расстояние а! отсчитывается по градусной шкале от центра сетки
Вульфа по ее диаметру. Отыскание меридиана для отсчета дуги а2 осуществ-
ляется вращением кальки со стандартным треугольником вокруг его центра
[Л^/J, совмещенного с центром сетки Вульфа (рис. 7.23, в). Найденная точ-
ка пересечения характеризует положение исследуемого направления X в стан-
дартном треугольнике. Полное описание кристаллографической ориентации
завершается отсчетом по сетке Вульфа трех углов, образуемых исследуемым
направлением (указанной осью) с основными кристаллографическими направ-
лениями [001], [011], [111]. В общем случае экспериментальная точность оп-
ределения углов и а2 на дифрактометре высока и при вращении образца
вокруг вертикальной оси гониометра со скоростью 4...8 град/мин составляет
±10 угловых минут. Поэтому точность нахождения кристаллографической
ориентации определяется, прежде всего, правильной подготовкой и установ-
кой образца, т.е. перпендикулярностью облучаемой поверхности исследуемо-
му направлению, точностью юстировки гониометра (при записи односторон-
него рефлекса) и точностью графических построений. В оптимальном случае
точность метода составляет 1...3°. Для того чтобы при определении ориенти-
ровок перекрыть всю площадь стереографического треугольника, т.е. иметь
возможность определить ориентировку при любом положении исследуемого
направления внутри треугольника, необходимо использовать рефлексы с мак-
симально возможными углами отражения 20. При этом выбранные отраже-
ния [hkl] должны принадлежать одной стороне стандартного треугольника,
так как только в этом случае решение будет однозначным. Рекомендуемые
рефлексы (hkl) для определения ориентации образцов из жаропрочных спла-
вов типа ЖС и значения их углов 20 при использовании СиА"- и FeA"- излу-
чений представлены в табл. 7.6.
12—1051
353
Таблица 7.6. Плоскости отражения (hkl) и углы 26 для сплавов типа ЖС в СпХ- и FeX-
излучениях
Излучение	hkl рефлекса отражающих плоскостей		Значение угла 20, град	Излучение	hkl рефлекса отражающих плоскостей		Значение угла 20, град
СиА-а	004	001	119		222	111	139,2
	024	012	149		113	113	127,6
	222	111	96,4		022	ОН	99,8
Частным случаем установления кристаллографической ориентации, пред-
ставляющим особый интерес для заводской практики контроля КГО, являет-
ся определение отклонения направления роста кристалла (оси монокристал-
лической затравки) от заданного кристаллографического направления [hkl\.
При решении этой задачи записывается только один рефлекс возможно бо-
лее высокого для используемого излучения порядка и время, затрачиваемое
на одно определение, сокращается до 5—10 мин, что особенно важно для
серийного производства лопаток. Следует учесть, что в ряде случаев (при
значительных отклонениях оси кристалла от соответствующего направления)
эта упрощенная задача имеет ограниченное решение (на что укажет отсут-
ствие рефлекса). Для рассматриваемого случая возможность определения от-
клонений ограничена:
—	в FeA^-излучении для направления [001] углом -33°;
—	в CuA^-излучении для направления [001] углом -37° и для направления
[111] углом ~48°.
Азимутальное расположение стереографического треугольника относитель-
но внешних координатных осей образца определяется при одном из фикси-
рованных значений 20 и а медленным вращением образца (~40 град/мин) в
собственной плоскости по лимбу приставки в момент достижения максимума
соответствующего рефлекса.
Контроль кристаллографической ориентации лопаток осуществляют по
элементам стартовых устройств, отрезаемым от лопаток по плоскостям, стро-
го перпендикулярным оси лопатки. Такая резка осуществляется после опера-
ции контроля лопаток на макроструктуру, с тем чтобы убедиться в идентич-
ности структуры лопатки и отрезаемых элементов стартового устройства.
Контроль кристаллографической ориентации элементов стартовых устройств
осуществляется на рентгеновских дифрактометрах общего назначения типа
ДРОН по вышеописанной ускоренной методике. Так как в серийном произ-
водстве получают лопатки только одной ориентации, то при рентгеносъемке
записывается только один рефлекс от плоскости (001). Искомый угол а меж-
ду нормалями к поверхности элемента стартовогр устройства и к плоскости
(001), т.е. угол между осью элемента и направлением [001], определяется как
разность между углом поворота элемента в положение отражения и углом 0.
Годными по кристаллографической ориентации считаются элементы старто-
вых устройств и, следовательно, соответствующие им лопатки, у которых
значение отклонения кристаллографического направления [001] от вертикаль-
ной оси отливки не превышает 10°. Следует отметить, что указанное откло-
354
нение в 10° не является строго установленной величиной и в зависимости
от применяемого сплава, условий эксплуатации изделий и по мере накопле-
ния статистических данных испытаний может варьироваться в ту или дру-
гую сторону. Так, в зарубежных патентах допустимым считается отклонение
в 15-20° от [001].
При исследовании влияния кристаллографической ориентации на механи-
ческие свойства деталей из жаропрочных сплавов необходимо полное опреде-
ление ориентации по трем осям. За рубежом было проведено тщательное
изучение различных методов определения ориентации отливок, таких, как
ультразвуковой, электронной проводимости и оптического отражения. С по-
мощью этих методов возможно определение кристаллографической ориента-
ции, но они дают погрешности, делающие их непригодными в производствен-
ном процессе. Поэтому за рубежом стали совершенствовать метод Лауэ. В
результате была создана система SCORPIO [28], позволяющая в масштабе
реального времени определять полную кристаллографическую ориентацию
лопатки. В своем развитии система SCORPIO прошла три этапа. На первом
этапе решалась проблема снижения времени экспозиции при использовании
стандартной мокрой пленки и определялась возможность проведения повто-
ряющихся операций анализа при помощи ЭВМ. Время экспозиции сократи-
лось с 30 до 2 мин за счет изменения конструкции рентгеновского генерато-
ра и геометрии рентгеновской камеры и трубки. Цель второго этапа состояла
в замене пленки работающим в масштабе реального времени твердым детек-
тором. Был спроектирован и изготовлен высокочувствительный детектор с
малым уровнем помех, способный на расстоянии демонстрировать получен-
ную картину и давать высококачественное изображение за 8 с. Анализ изоб-
ражений проводился с помощью анализатора изображений, соединенного с
видеокамерой. Третий этап развития программы SCORPIO заключался в осу-
ществлении процесса анализа без оператора. В этом случае необходимо изба-
виться от помех и оставить только картину дифракции. Затем ЭВМ может
полностью проанализировать расположение пятен и, сравнивая полученную
картину с найденной аналитическим путем, установить их соответствие (и тем
самым определить полную кристаллографическую ориентацию детали). Для
определения кристаллографической ориентации одной лопатки системе
SCORPIO требуется менее одной минуты.
5. Эксплуатационные свойства лопаток
Разработка нового жаропрочного сплава завершается выпуском паспорта и
сертификата на сплав. В этих документах приводятся данные по химическо-
му составу, назначению сплава, области его применения, физические харак-
теристики (теплопроводность, температурные коэффициенты линейного рас-
ширения и др.), режимы термической обработки, а также механические свой-
ства сплава при различных температурах. Свойства определяют, как правило,
на стандартных образцах, разработанных для определенного вида испытаний.
Механические свойства современных жаропрочных сплавов в наиболее пол-
ном объеме приведены и обобщены в работе [12]. Свойства материала реаль-
12*
355
ных деталей не всегда адекватны свойствам того же материала, полученным
на образцах. В дополнение к данным [12] приводим результаты исследований
свойств материала в реальных деталях.
Термостойкость монокристаллических лопаток 1 ступени
изделия ПС-90 с ориентацией [001] и [111]
В [12] было показано, что образцы с кристаллографической ориентацией
[111] обладают значительно большей длительной прочностью, чем образцы
других КГО. Однако лопатки с кристаллографической ориентацией [111]
имеют высокий модуль упругости, что при значительном перепаде темпера-
тур на внутренней и внешней поверхностях стенки, вызывающем высокий
уровень термических напряжений, может оказать решающее влияние на ра-
ботоспособность лопаток. Для изучения работоспособности лопаток в усло-
виях теплосмен были проведены испытания на термостойкость натурных ло-
паток из сплава ЖС26, имеющих монокристаллическую структуру с отклоне-
нием КГО 12 и 13° от [001], - 2 шт., и 2 и 5° от [111] - 2 шт. На все
лопатки было нанесено покрытие СДП-2. Лопатки изготовлены на НПО «Мо-
торостроитель». Испытание на термостойкость (проведено в ВИАМ) осуще-
ствлялось по режиму: 200о1100°С путем нагрева лопаток в продуктах сгора-
ния авиационного топлива и охлаждения их в струе сжатого воздуха. Про-
должительность нагрева и охлаждения — по 1 мин. Схема установки для
испытаний лопаток на термостойкость приведена на рис. 7.24. Одновремен-
ному нагреву или охлаждению подвергались две лопатки. После определен-
ного числа циклов проводился визуальный осмотр лопаток и фиксировались
видимые в бинокуляр изменения состояния материала. Суммарное количе-
Рис, 7.24, Схема установки
для испытания лопаток на
термостойкость:
1 — воздухозаборник; 2— 9 —
краны; 10 — емкость для топ-
лива; 11 — манометр; 12 —
система охлаждения; 13 — го-
релка; 14 — зажигание; 75 -
водяная система охлаждения
горелки; 16 — лопатки; 17 —
потенциометр переносной;
18 — электронный потенцио-
метр; 19 — автотрансформатор
356
ство термоциклов для каждой лопатки 1500. После проведения испытаний
(табл. 7.7) лопатки с КГО [111] имеют дефекты, значительно большие по раз-
меру (и большее их количество), чем лопатки с КГО [001]. Кроме того, на
лопатках с КГО [111] дефекты появляются после значительно меньшего чис-
ла термоциклов (в ~2 раза). Так, у перфорационных отверстий входной кром-
ки после 350 циклов на лопатках с КГО [001] трещин не обнаружено, а после
550 циклов появились незначительные дефекты у отдельных отверстий на
одной лопатке. У лопаток с КГО [111] трещины появились уже после первых
350 термоциклов, а после 550 циклов на одной из лопаток появилась про-
дольная, сквозная трещина на пере. На другой лопатке с КГО [111] анало-
гичная трещина появилась через 1500 циклов, в то время как на лопатках с
КГО [001] подобных трещин нет. Особо следует отметить многочисленное ра-
стрескивание в слое покрытия. Это явление получило название фрагмента-
ции покрытия. Трещины «затухают» в покрытии и в основной металл, как
показали микроструктурные исследования лопаток, не переходят. Развитие
фрагментации вызывает отслаивание и скол покрытия.
Структурные превращения в сплаве после завершения циклических испы-
таний исследовали с помощью японского электронного микроскопа «Хитачи-
405А». Морфология основной упрочняющей у'-фазы в замке лопатки практи-
чески не претерпела никаких изменений, так как замок лопатки в процессе
термоциклирования не подвергался значительному температурному воздей-
ствию. В замке лопатки форма и размеры у'-фазы характерны для сплава
ЖС26, термообработанного по режиму: Т = 1235°С, т = 1ч 15 мин, охлажде-
ние со скоростью 60 °С/мин. В исследованных сечениях пера лопаток отме-
чены существенные структурные изменения, особенно в средней части вход-
ной кромки пера лопатки с КГО [111] (рис. 7.25), что является несколько
неожиданным фактом, требующим пристального внимания и дополнительно-
го изучения.
В верхнем сечении пера лопатки с КГО [001] отмечена существенная ко-
агуляция у'-фазы в средней части спинки, выходной кромке, средней части
корыта, а также частичное растворение и повторное выделение у'-фазы в
тонкодисперсном состоянии. В межосных областях структурные изменения
произошли в большей степени, чем в осях дендритов.
В аналогичном сечении лопатки с КГО [111] в сравниваемых местах в
целом структурные изменения произошли в меньшей степени, хотя частич-
ное растворение и повторное выделение упрочняющей фазы, свидетельству-
ющее о нагреве материала лопаток до температур, превышающих 1100°С,
отмечено на выходной и входной кромках, а также в средней части корыта.
Такие результаты прогнозировались до проведения испытаний, так как ори-
ентация [111] является наиболее «прочной», и, следовательно, структурные
изменения в сплаве с такой ориентацией должны быть минимальными.
Структурные изменения в среднем сечении пера лопатки с КГО [001]
неоднородны. Если структура со стороны спинки практически не претерпела
никаких изменений, на выходной кромке и корыте отмечается незначитель-
ная коагуляция фазы, то на входной кромке фаза значительно коагулировала
по определенным направлениям (что может быть следствием термических
напряжений), частично растворилась и выделилась в тонкодисперсном состо-
357
Таблица 7.7. Результаты испытания на термостойкость (1100 <-> 200°С; тн= тохл= 1 мин)
лопаток из сплава ЖС26 с различной кристаллографической ориентацией (КГО)
Условный номер лопатки	Число циклов	КГО	Результаты визуальных наблюдений
1	350	[111]	Мелкие трещины у отверстий по рабочей кромке лопатки; на выходной кромке со стороны корыта
2	350	[111]	Трещины у отверстий на рабочей кромке лопатки; на спинке
3	350	[001]	Повреждений не обнаружено
4	350	[001]	То же
5	550	[111]	Увеличение числа и размера трещин у отверстий на рабочей кромке (со стороны спинки); наметились поперечные трещины на корытце лопатки
6	550	[111]	Продольная трещина в верхней части пера лопатки со стороны корытца
7	550	[001]	Повреждений не обнаружено
8	550	[001]	Мелкие трещины у отдельных отверстий входной кромки; фрагментация покрытия на корытце лопатки
9	1000	[111]	Увеличение числа и размера трещин у отверстий на входной кромке (со стороны спинки лопатки), а также числа и размера поперечных трещин (фрагментация) на корытце лопатки; местное разрушение слоя покрытия
10	1000	[111]	Увеличение размера трещины в верхней части пера со стороны корытца; увеличение размеров и числа трещин на рабочей кромке пера лопатки (у отверстий); серия поперечных трещин на корытце лопатки; трещины на выходной кромке со стороны спинки; местное разрушение слоя покрытия
11	1000	[001]	Трещины у отверстий на рабочей кромке лопатки; по- перечные трещины на корытце лопатки (фрагментация покрытия)
12	1000	[001]	Увеличение числа и размера трещин у отверстий на рабочей кромке лопатки, а также поперечных трещин на корытце лопатки; мелкие трещины на выходной кромке лопатки; местное разрушение покрытия
13	1500	[111]	Продольная трещина от верхнего торца лопатки со стороны корыта; увеличение числа и глубины трещин у отверстий на рабочей кромке лопатки; со стороны корыта - сетка развитых поперечных трещин; появление трещин в верхней части пера лопатки со стороны спинки; трещины на выходной кромке лопатки; дальнейшее разрушение покрытия
14	1500	[111]	Увеличение размера трещины в верхней части пера лопатки со стороны корыта; увеличение размера и числа трещин у отверстий на рабочей кромке лопатки, а также трещин со стороны корыта; трещины на выходной кромке (со стороны спинки); дальнейшее разрушение покрытия
15	1500	[001]	Увеличение числа и размера трещин у перфорационных отверстий; сетка поперечных трещин со стороны корыта; мелкие трещины на выходных кромках лопатки
16	1500	[001]	Увеличение числа и размера трещин у отверстий перфорации; дальнейшее развитие сетки поперечных трещин на корытце лопатки; мелкие трещины на выход- ных кромках
358
Рис. 7.25. Микроструктура лопатки из сплава ЖС26 после испытаний на термостойкость
по режиму 1100<-»200°С:
морфология у'-фазы (х7500) лопатки с КГО [111] в среднем, наиболее «горячем» сечении
пера; стрелками показаны места исследования у'-фазы в осях (о) дендритов и в межосных
участках (м/о)
359
янии, что свидетельствует о нагреве сплава до температур > 1150°С. В таком
же сечении лопатки с КГО [111] отмечены значительно большие структурные
изменения (см. рис. 7.25). Со стороны спинки, выходной кромки, корыта
отмечена значительная коагуляция с частичным растворением упрочняющей
фазы. На входной кромке наблюдается полная перекристаллизация у'-фазы и
выделение ее в тонкодисперсном состоянии, что могло произойти при нагре-
ве сплава до температур порядка 1250°С, а при наличии больших термичес-
ких напряжений — и при более низкой температуре. Места исследования
структуры сплава лопаток отмечены точками на поперечном сечении пера
(см. рис. 7.25), причем в межосных участках превращения в у'-фазе произош-
ли в большей степени, чем в осях дендритов. Столь существенные структур-
ные изменения в лопатке с КГО [111] являются неожиданными, тем более
что лопатки при испытаниях группировались попарно: одна с КГО [111],
другая с КГО [001], что исключает возможные забросы температур на испы-
тательном стенде. По-видимому, объяснение данного факта следует искать во
влиянии термических трещин на теплопроводность сплава. Так, микрообъе-
мы сплава, отделенные от основного массива отливки трещинами, будут на-
греваться совсем иначе, чем при отсутствии последних. Поэтому в лопатках с
большим количеством трещин возможно появление микрообъемов сплава с
повышенными по сравнению с основной массой детали температурами. До-
полнительными факторами, способствующими появлению неравномерных зон
нагрева, являются также зоны с нарушенным покрытием. Так как в лопатках
с КГО [111] трещины возникают значительно раньше и развиваются до буль-
ших размеров, чем в лопатках [001], структурные изменения по входной
кромке (где трещин по перфорации максимальное количество) происходят в
большей степени.
Эти практические данные хорошо согласуются с теми заключениями, ко-
торые следуют из формулы уровня термических напряжений при термоцик-
лировании:
. Е • а • ДГ
До =--------,
1-ц
где Е — модуль упругости материала лопатки (его значение зависит от КГО
отливки и меняется, например при 20°С, от 120000-130000 до 280000-300000
МПа для ориентаций [001] и [111] соответственно); а — температурный ко-
эффициент линейного расширения; ц — коэффициент Пуассона (более точ-
ные значения модуля упругости, коэффициента линейного расширения и ко-
эффициента Пуассона в зависимости от температуры и кристаллографичес-
кой ориентации опубликованы в работе [12, с.215-313]; ДТ - перепад
температур по толщине стенки лопатки.
Анализ структурных превращений в пере лопаток после циклических ис-
пытаний (см. рис. 7.25) в сравнении с замком приводит к следующим обоб-
щениям:
—	в верхнем сечении пера лопатки с КГО [001] отмечена существенная
коагуляция у'-фазы в средней части спинки, на входной кромке, в средней
части корыта, а также частичное растворение и повторное выделение у'-фазы
в тонкодисперсном состоянии;
360
—	в межосных областях структурные изменения произошли в большей сте-
пени, чем в осях дендритов;
—	в верхнем сечении лопатки с КГО [111] в сравниваемых местах в целом
структурные изменения произошли в меньшей степени, хотя частичное ра-
створение и повторное выделение упрочняющей фазы имеется. Это свиде-
тельствует о нагреве материала лопаток до температур, превышающих 1100°С;
—	структурные изменения в среднем сечении пера лопатки с КГО [001]
неоднородны. Если структура со стороны спинки практически не претерпела
никаких изменений, на выходной кромке и корыте отмечается незначитель-
ная коагуляция у'-фазы, то на входной кромке у'-фаза значительно скоагули-
рована по определенным направлениям. Очевидно, это является следствием
термических напряжений;
—	структурные изменения в среднем сечении лопатки с КГО [111] наибо-
лее значительны. Со стороны спинки, выходной кромки, корыта имеется
значительная коагуляция с частичным растворением упрочняющей фазы. На
входной кромке наблюдается полная перекристаллизация у'-фазы и выделе-
ние ее в тонкодисперсном состоянии, что могло произойти либо при нагреве
лопатки до температур выше 1250°С, или при меньших температурах под
воздействием значительных термических напряжений.
По-видимому, объяснение этого явления заключается во влиянии терми-
ческих трещин на теплопроводность материала лопатки. Так как в лопатках
с КГО [111] трещины возникают значительно раньше и развиваются до боль-
ших размеров, чем в лопатках с КГО [001], то и структурные изменения в
них происходят в большей степени.
В результате проведенных испытаний и микроструктурных исследований
рекомендовано лопатки 1 ступени турбины авиадвигателя изготавливать мо-
нокристаллическими с кристаллографической ориентацией [001].
Структура и долговечность сплавов ЖС26 и ЖС32 после
кратковременных «забросов» температур до 1200—1250° С
и длительных выдержек при температуре 1050—1150°С
В процессе эксплуатации авиадвигателей могут быть нештатные случаи
«забросов» температуры газа в турбине. Продолжительность таких «забросов»
температуры различна. Для принятия решения о возможности дальнейшей
эксплуатации лопаток после указанных «забросов» проведены исследования
по состоянию структуры и уровню длительной прочности сплавов в таком
состоянии.
Для проведения работы были отлиты и отобраны заготовки образцов с
ориентацией [001], с допустимым отклонением КГО не более 15°. Нагревам
подвергались образцы в трех исходных состояниях:
—	литое (без гомогенизации);
—	лиГое с гомогенизацией по серийной технологии (при температуре
1235°С);
—	литое с гомогенизацией при температуре 1265°С (для сплава ЖС26)
и 1285°С (для сплава ЖС32). Скорость охлаждения после гомогенизации
80°С/мин. Термообработку проводили в НПО «ВИАМ».
361
Результаты испытаний (табл. 7.8, 7.9) и анализ микроструктуры показывают:
— сплавы ЖС26 и ЖС32 в литом состоянии имеют оптимальную микро-
структуру — высокую дисперсность у'-фазы в осях дендритов (1500—2000 А) и
достаточную однородность частиц у'-фазы кубической формы со средним
размером 2000—3000 А в межосном пространстве, что соответствует скорости
охлаждения с температуры 1270°С более 150°С/мин;
—	старение при 1030°С, 6 ч улучшает морфологию частиц упрочняющей
у'-фазы в осях дендритов, обеспечивая им кубическую форму; в межосном
пространстве размер частиц у'-фазы несколько увеличивается. В этом состо-
янии сплавы обладают высокой жаропрочностью;
—	нагревы сплавов при 1050°С, с выдержкой 10—100 ч приводят к коалес-
ценции частиц у'-фазы с сохранением кубической формы и их «рафтованию»
(слияние и направленное выстраивание в цепочки). При выдержке 100 ч
появляются новые дисперсные частицы. В межосном пространстве «рафтова-
ние» начинается уже при выдержке 10 ч, а при 50 ч происходит потеря
формы частицами у'-фазы, за счет интенсивных процессов их растворения и
коагуляции, и выделение новых дисперсных частиц. При выдержках 200—300 ч
исчезает разница в микроструктуре осей и межосных пространств, наблюда-
ется усиленное огрубление и потеря формы частицами у'-фазы. Долговеч-
ность сплавов по сравнению с исходным состоянием снижается в ~ 2 раза
(см. табл.7.8, 7.9);
—	нагревы при 1100°С, выдержка 10 ч приводят к коалесценции и началу
«растворения» у'-фазы, а выдержка более 50 ч вызывает потерю формы час-
тицами у'-фазы. Дисперсные частицы выделяются через 50 ч. Через 100 ч
Таблица 7.8. Долговечность сплава ЖС26 (испытание на длительную прочность при
о = 275 МПа, Т = 975°С)
Режим технологических нагревов	Долговечность, ч, при исходном состоянии сплава		
	литое	_ (без гомогенизации)	после гомогенизации при	
		1235°С	1265°С
1030°С, 6 ч	64	60	47
	64	50	28
	—	—	22
1050°С, 300 ч	42	23	36
	19	34	24
	—	—	26
1100°С, 200 ч	32	36	24
	42	33	21
	35	30	22
1150°С, 50 ч	51	24	45
	50	59	40
	59	57	45
1200°С, 1 ч	55	77	52
	86	67	68
	80	88	50
1250°С, 0,5 ч	80	62	66
	70	96	58
	71	49	69
362
частицы у'-фазы настолько огрубляются, что разница в микроструктуре осей
и межосных пространств полностью исчезает. Длительная прочность сплавов
после выдержки 300 ч низкая;
—	при температуре 1150°С в сплавах идут интенсивные процессы раство-
рения у'-фазы, поэтому уже после 1-ч выдержки в осях наблюдается «рафто-
вание» структуры и появление дисперсных частиц, в межосных пространствах —
начало потери формы частицами у'-фазы; через 10 ч частицы у'-фазы практи-
чески полностью теряют свою форму и -50% объема сплава занято твердым
раствором с вновь образовавшимися дисперсными частицами. После 50 ч
сплав содержит достаточное количество крупных новых упрочняющих частиц
у'-фазы, поэтому долговечность образцов при испытании на длительную проч-
ность выше, чем у образцов после нагревов при 1050—1100°С;
—	нагрев при 1200°С, 1 ч приводит к растворению -80% у'-фазы, а при
последующем охлаждении на воздухе образуется большое количество новых
упрочняющих частиц у'-фазы;
—	нагрев при 1250°С, 0,5 ч с последующим охлаждением на воздухе при-
водит к полной перекристаллизации у'-фазы в осях дендритов, коагуляции
частиц в межосных пространствах. Поэтому после такого нагрева структура
сплава сходна с состоянием материала после гомогенизации с охлаждением
на воздухе. Долговечность сплавов при этом несколько выше, чем у сплавов
в исходном состоянии;
—	термообработка (гомогенизация) по режиму: 1235°С (т.е. при температу-
ре значительно ниже температуры полного растворения у'-фазы), 1 ч 15 мин,
со скоростью охлаждения 40-80°С/мин, приводит к резкой неоднородности
Таблица 7,9. Долговечность сплава ЖС32 (испытание на длительную прочность при
о = 275 МПа, Т =975°С)
Режим технологических нагревов	Долговечность, ч, при исходном состоянии сплава		
	литое	_ (без гомогенизации)	после	гомогенизации при
		1235°С	1265°С
1030°С, 6 ч	134	119	90
	149	106	93
	105	106	171
1050°С, 300 ч	64	43	39
	58	47	82
	89	55	39
1100°С, 200 ч	28	25	34
	43	37	31
	45	27	31
1150°С, 50 ч	77	56	63
	108	47	55
	87	59	46
1200°С, 1 ч	121	115	121
	148	95	151
	169	138	137
1250°С, 0,5 ч	172	149	147
	154	102	112
	175	138	77
363
микроструктуры по размеру и форме у'-фазы. В осях у'-фаза полностью пере-
кристаллизовывается, а в межосных пространствах растворяется и коагулиру-
ет. Старение при 1030°С, 6 ч несколько улучшает морфологию у'-фазы, одна-
ко частицы у'-фазы остаются значительно крупнее, чем в литом сплаве (2000—
4000 А в осях), и везде присутствуют новые дисперсные частицы. Поэтому
долговечность (по сравнению с литым состоянием) снижается.
Анализ структур показывает, что исходное литое состояние наиболее су-
щественно проявляется при последующем действии низких температур (1050—
1150°С), когда особенно важен размер у'-фазы в исходном состоянии, а так-
же при кратковременных «забросах» при высоких (1200—1250°С) температу-
рах. При высоких температурных «забросах» и продолжительных выдержках
влияние исходного состояния структуры нивелируется.
В этой связи целесообразно рассмотреть два вопроса.
1. Целесообразность термообработки лопаток по режиму 1235°С, 1 ч
15 мин, совмещаемой, как правило, с температурой нагрева под пайку торце-
вого отверстия в лопатке.
2. Возможность литья лопаток 1 ступени турбины (лопатка без полок) без
знакового отверстия и без операции пайки.
На АО «Пермские моторы» в 1992 г. разработана и внедрена в серийное
производство технология отливки лопаток 1 ступени турбины двигателя без
торцевого знакового отверстия и, естественно, исключена операция нагрева
лопаток на температуру 1235°С под пайку. В этом случае полученная в ло-
патках структура в литом состоянии достаточно стабильна и позволяет ис-
ключить гомогенизацию при 1235°С, 1 ч 15 мин. Для устранения объемных
остаточных напряжений в лопатках и оптимизации у'-фазы целесообразно
ввести отжиг при 1030—1050°С.
Исследование монокристаллических лопаток
ориентации [001], [011], [111],
прошедших испытания на двигателе
Вопрос выбора оптимальной кристаллографической ориентации лопаток,
работающих в реальных двигателях, имеет принципиальное значение. Однако
до настоящего времени нет практических данных и надежных критериев
оценки преимуществ отливок с тем или иным кристаллографическим направ-
лением. Из-за особого интереса к результатам исследования лопаток, прошед-
ших испытания в составе реального изделия, эти результаты выделены в от-
дельный раздел.
Исследованы три лопатки из сплава ЖС26 первой ступени, прошедшие
испытания на двигателе в течение 400 ч. Лопатки имели монокристалличес-
кую структуру разной кристаллографической ориентации (КГО): лопатка 1 -
6° от [111]; лопатка 2 - 12° от [ОН]; лопатка 3 - 10° от [001].
Внешний вид лопаток после испытаний представлен на рис. 7.26, а. После
испытаний на двигателе все лопатки имели трещины по отверстиям перфо-
рации как со стороны спинки, так и со стороны корыта ( рис. 7.26, б). Ряд
отверстий, главным образом в верхней части лопаток, были закрыты полно-
стью или частично продуктами сгорания топлива (см. рис. 7.26, б: III, IV).
364
a
Рис, 7.26, Лопатки из сплава ЖС26 после испытания на двигателе:
а — общий вид (7-7, 2—2, 3—3, 4~4 — сечения, в которых исследовали микроструктуру); б
— дефекты, связанные с перфорационными отверстиями этих лопаток (I, II — трещины со
стороны спинки и корыта соответственно; III, IV — отверстия, закрытые полностью или
частично продуктами сгорания топлива)
365
Для исследования тонкой структуры пера и замка все лопатки были раз-
резаны на поперечные шлифы по схеме (см. рис. 7.26, а сечения 1—1, 2—2,
3—3, 4—4). Исследование структуры проводилось на микроскопе S-405 (Хи-
тачи). Каждый поперечный шлиф лопатки был исследован в четырех местах:
на входной кромке, спинке, корыте и на выходной кромке, причем в различ-
ных местах дендритной структуры: в центре оси дендрита и межосном про-
странстве (при х7500). На рис. 7.27, а представлены изменения морфологии
основной упрочняющей у'-фазы как в осях дендритов, так и в межосном
пространстве лопатки с КГО [111] в наиболее горячем сечении 1—1 на вход-
ной и выходной кромках, спинке и корыте лопатки. Для сравнения на рис.
7.27, б представлены микроструктуры из замковой части той же лопатки (се-
чение 4—4, см. рис. 7.26, а), которые могут характеризовать исходную струк-
туру лопаток до испытания на двигателе. По микроструктуре замка лопатки
(рис. 7.27, в) в сечении 4—4 (хЮО) сразу можно определить, что исследуемая
лопатка имеет КГО [111], Для замковой части лопатки характерным является
существенное различие размеров у'-фазы в осях и межосных промежутках.
Кроме того, данные микроструктуры показывают, что термовакуумная обра-
ботка лопаток была неполной (она проводилась при температуре 1235°С,
вместо 1265°С, рекомендованной для сплава ЖС26). Отмеченные различия
морфологии у'-фазы, однако, не снижают 100-ч длительной прочности спла-
ва, хотя могут проявляться при больших наработках в виде структурной не-
стабильности сплава (появление игольчатых или пластинчатых фаз).
Изменения морфологии у'-фазы по высоте лопатки с КГО [001]. Если в при-
комлевом сечении (5—5; см. рис. 7.26, а) наблюдаются изменения морфоло-
гии у'-фазы только в районе выходной кромки, то в среднем (2—2) и осо-
бенно в верхнем сечении (7—7) значительные изменения в у'-фазе отмечены
как на входной, так и на выходной кромках. Причем такие изменения сви-
детельствуют о перегреве материала лопаток до температуры, превышающей
1200°С. Одной из причин такого перегрева может быть отсутствие пленочно-
го охлаждения из-за закрытых почти целиком перфорационных отверстий в
верхней части пера лопатки.
При сравнении микроструктур соответствующих сечений лопаток с ориен-
тацией [001] и [111] обращает на себя внимание резкое различие в морфоло-
гии у'-фазы в верхнем сечении лопаток в средней части корыта. Лопатка с
КГО [111], судя по структуре, подвергалась нагреву при значительно более
высокой температуре, чем лопатка с КГО [001], что невозможно связать с
влиянием кристаллографической ориентации, а можно объяснить лишь от-
сутствием должного охлаждения первой лопатки по сравнению со второй. В
лопатке с КГО [011] также отмечены области, подвергавшиеся при испыта-
ниях нагревам до температур >1200°С. Такими областями являются:
—	в верхнем сечении (7—7; см. рис. 7.26, а) лопатки — входная, выходная
кромки и корыто;
—	в среднем сечении (2—2) — главным образом входная кромка;
—	в нижнем сечении (5—5) — на всех трех лопатках отмечены изменения
морфологии у'-фазы только в районе выходной кромки.
Таким образом, проведенное исследование изменения тонкой структуры
лопаток с различной КГО, испытанных в одном изделии, не позволяет от-
366
Рис. 7.27. Микроструктура лопатки из сплава ЖС26 с КГО [111], прошедшей испытания
на двигателе (о-в осях дендрита; м/о - в межосном пространстве):
а - морфология у'-фазы (х7500) в сечении 1—1 (см. рис. 7.26, а); б - то же (х7500) в
сечении 4—4; в — структура замка в сечении 4—4 (хЮО)
367
дать предпочтение какой-либо определенной ориентации. По-видимому, кон-
структивные особенности изделия, чистота топлива и окружающего работаю-
щий двигатель воздуха, полнота сгорания топлива и другие факторы (пом-
паж, например) не позволяют в реальных условиях выявить роль кристалло-
графической ориентации лопаток и использовать этот фактор, хотя при
испытаниях на длительную прочность монокристаллических образцов роль
ориентации весьма заметна. Итак, в настоящее время без значительных уси-
лий со стороны конструкторов использование кристаллографической ориен-
тации для повышения работоспособности лопаток невозможно, и КГО следу-
ет отнести к разряду потенциально неиспользуемых факторов повышения
надежности работы лопаток из жаропрочных сплавов.
Сравнительные испытания сплава ЖС26 и сплава ЖС6У
при серийном внедрении процесса ВНК для лопаток РД-33
Для сравнения свойств металла серийных лопаток из сплава ЖС6У (рав-
ноосная структура) и ЖС26 (высокоскоростная направленная кристаллиза-
ция) проводили испытания (на машине ZSE) на длительную прочность (дол-
говечность) образцов, вырезанных из пера лопатки вблизи выходной кром-
ки. Режим испытания: для сплава ЖС6У — температура 975°С при
напряжении 230 МПа (табл. 7.10); для сплава ЖС26 - температура 975 и
1050°С при напряжении 260 и 135 МПа соответственно (табл. 7.11).
Среднее значение долговечности при а = 260 МПа и Г = 975°С образцов
из материала лопаток из сплава ЖС26 (с сохранением внутренней поверхно-
сти отливок) составляет т = 34,3 ч; минимальное значение, соответствующее
примерно вероятности разрушения р = 0,1, составляет т0 t = 17 ч.
По сравнению с данными испытаний при 975°С образцов, вырезанных из
лопаток из сплава ЖС6У с равноосной структурой, долговечность образцов
из отливок лопаток из сплава ЖС26 в 1,6 раза выше при более высоком
уровне напряжений (на 30 МПа). Пересчет средней долговечности образцов
из сплава ЖС26 по кривой Ларсона—Миллера с а = 260 МПа и т = 34,3 ч на
напряжение а = 230 МПа при Т = 975°С показал, что т^0 = 75 ч. Таким
образом, в условиях однородного нагружения и нагрева долговечность мате-
риала лопаток из сплава ЖС26 примерно в 3,5 раза превышает долговечность
материала лопаток из сплава ЖС6У.
Средние значения долговечности при 975 и 1050° С образцов с сохранени-
ем внутренней поверхности отливок лопаток ТВД из сплава ЖС26 практи-
чески соответствуют нижней границе по ТУ на сплав (если значения по ТУ
приведем к данным условиям испытаний).
Таблица 7.10. Длительная прочность (долговечность, т) металла лопаток из сплава ЖС6У
(Т = 975°С, о = 230 МПа)
Условный номер образца	1	2	3	4	5	6
т, ч-мин	23-45	47-08	12-50	16-25	0-25	16-25
368
Таблица 7.11. Длительная прочность (долговечность, т) металла лопаток из сплава ЖС26
Условный номер образца	т (ч — мин) при о = 260 МПа и 975°С	Ч\*, %	Условный номер образца	т (ч - мин) при о — 260 МПа и 975°С	%
1	22-45	12,5-	12	58-30	26,7
2	21-30	и,з	13	38-00	34,6
3	74-35	17,4	14	60-05	39,6
4	16-45	18,8	15	53-35	29,2
5	17-30	18,0	16	32-50	39,6
6	50-20	11,4	17	74-55	31,0
7	25-05	10,6	18	64-55	32,9
8	28-10	17,1	19	47-00	40,7
9	31-25	23,2	20	28-45	11,6
10	59-00	25,3	21	24-20	37,4
11	30-25	18,7	22	20-45	26,6
*ц/т — относительное сужение образцов после испытания на длительную прочность (дли-
тельная пластичность).
Следует иметь в виду, что нижняя граница ТУ на сплав задана для образцов
диаметром 5 мм. Малоразмерные образцы более чувствительны к не-
однородности литой структуры и состоянию поверхности лопатки (окисление,
обеднение легирующими элементами), что приводит к снижению их несущей
способности по сравнению с несущей способностью сечения лопатки в целом.
Длительная пластичность Ч^ образцов после испытаний при 975°С и
а = 260 МПа материала лопаток из сплава ЖС26 равна 17,8% и превышает
Ч^ для материала лопаток из сплава ЖС6У в 3 раза. Длительная пластич-
ность Ч/т при а = 135 МПа и Т = 1050°С достигает 31,8%, а ее максималь-
ное значение, полученное в. испытаниях, составляет 40,7%. Эти величины не
превышают интервала значений 4х при кратковременных испытаниях на ра-
стяжение стандартных образцов из сплава ЖС26 (Ч7 = 39,5%; 4/min= 25% при
1050°С - см. сертификат №12.029-84 на сплав ЖС26).
Дисперсия долговечности образцов из сплава ЖС26 (при 975°С и а =
= 260 МПа) практически равна дисперсии долговечности образцов из сплава
ЖС6У (при 975°С и а = 230 МПа). Среднее квадратичное отклонение 1g т
составляет 0,20.
Малоцикловая усталость при отнулевом режиме нагружения и температуре
950°С определялась при испытании плоских образцов, вырезанных из пера
лопаток (сплавы ЖС26 и ЖС6У). Результаты показали (рис. 7.28), что образ-
цы из сплава ЖС26 имеют большее сопротивление малоцикловой усталости,
чем образцы из сплава ЖС6У. При а = 400 МПа среднее значение числа
циклов до разрушения сплавов ЖС26 и ЖС6У составляет примерно 9000 и
4000 соответственно. С ростом напряжений в цикле преимущество сплава
ЖС26 возрастает.
Таким образом, в результате исследований установлено, что сопротивле-
ние длительному статическому разрушению плоских образцов, вырезанных
369
Рис, 7,28, Малоцикловая
усталость (950°С; отнуле-
вой режим нагружения)
микрообразцов из отли-
вок лопаток:
х — сплав ЖС6У;
а - сплав ЖС26
(с сохранением внутренней поверхности отливки) из профильной части вбли-
зи выходной кромки лопаток, для сплава ЖС26 выше, чем для сплава ЖС6У
с равноосной структурой:
—	по напряжениям при 975°С — на 30 МПа;
—	по долговечности на уровне о = 230 МПа - в 3,5 раза;
—	по длительной пластичности — в 3 раза;
—	по сопротивлению малоцикловой усталости при 950°С й а = 400 МПа —
в 2 раза.
6.	Крупногабаритные лопатки ГТУ с направленной
и монокристаллической структурой
Лопатки ГТУ большой мощности имеют значительную массу (> 20 кг) и
существенно (на 1—1,5 порядка) большие габариты по сравнению с авиаци-
онными. Изменение масштабного фактора вызывает значительное увеличение
напряжений, действующих на керамическую форму при высоких температу-
рах процесса, и требует специального оборудования, в котором можно разме-
стить подходящую ППФ (печь подогрева форм) и кристаллизатор, а также
изменения системы крепления формы внутри ППФ и системы заливки жаро-
прочного сплава в форму. Рассмотрим подробнее эти особенности получения
крупногабаритных монокристаллических лопаток ГТУ.
Необходимость создания крупного литейного оборудования для монокри-
сталлического литья — задача очевидная и не требует особых комментариев.
Отметим лишь, что первой специализированной установкой в России, позво-
ляющей получать лопатки с монокристаллической структурой длиной до
450 мм, стала установка УВНК-12, спроектированная в ВИАМ и сданная в
эксплуатацию на ММПП «Салют» в июне 1999 г. Для лопаток длиной до
1050 мм в настоящее время проектируется установка «Градиент-1». В соот-
ветствии с концептуальным проектом, разработанным совместно фирмами
ВИАМ (Россия), GE (США), ALD (Германия), создана и сдана в эксплуата-
цию установка ISP-10-DS/SX/LMC, позволяющая получать монокристалли-
ческие отливки длиной до 800 мм.
370
В ФРГ также созданы крупные установки для получения монокристалли-
ческих лопаток ГТУ [29].
В технологическом плане основной трудностью получения крупногабарит-
ных лопаток является создание условий удовлетворительной работы керами-
ческой формы без значительной ее деформации или разрушения от возрос-
ших нагрузок: от массы как самой формы, так и заливаемого в нее металла.
Для решения этой проблемы были разработаны и реализованы на практи-
ке два основных мероприятия:
—	создана специальная система подвески-корзины для формы;
—	разработана последовательная система заливки жаропрочного сплава в
форму, не нарушающая рост монокристалла в отливке.
Система подвески формы. Подвеска должна удовлетворять следующим тре-
бованиям:
—	нижние элементы подвески не должны влиять на распределение темпе-
ратур в нижней части формы, — там, где находится затравка, обеспечиваю-
щая получение монокристаллической структуры заданной кристаллографичес-
кой ориентации;
—	должна максимально возможно обеспечивать работу керамики на сжа-
тие и минимально - на растяжение;
—	горизонтальные элементы подвески должны противодействовать «разду-
тию» формы (нарушению геометрии отливки) от залитого в форму расплава;
—	должна иметь минимальное количество трудноразъемных соединений;
—	должна обеспечивать свободное перемещение формы относительно во-
ронки в процессе заполнения формы расплавом и кристаллизации последнего;
—	элементы подвески не должны взаимодействовать с жидкометалличес-
ким охладителем.
Разработаны два основных типа подвески:
—	подвеска открытого типа;
-	подвеска закрытого типа.
Подвеска открытого типа (рис. 7.29, а) представляет собой две вертикаль-
ные графитовые пластины толщиной 40 мм, шириной 120 мм, высотой 300
мм с центральным сверлением глубиной 100 мм под резьбу М20. С помощью
этой резьбы графитовая пластина крепится к молибденовой тяге, соединен-
ной с кареткой перемещения форм. В графитовой пластине на трех-четырех
уровнях просверлены сквозные отверстия диаметром 16 мм для размещения
горизонтальных молибденовых прутков. Расстояние между прутками в гори-
зонтальной плоскости определяется размерами конкретной формы. Для за-
щиты молибденовых прутков от взаимодействия с расплавом алюминия их
покрывают суспензией на основе Д12О3, обеспечивая одновременно плотный
контакт с формой. Эта операция выполняется непосредственно перед закры-
тием установки и началом процесса нагрева формы.
Подвеска закрытого типа (рис. 7.29, б) отличается тем, что все молибде-
новые, графитовые или композитные (CFC — углерод—волокно—углерод) не-
сущие элементы подвески закрыты керамикой, что предотвращает взаимодей-
ствие этих элементов с расплавом алюминия и делает подвеску пригодной
для многоразового использования. Полости для размещения такой подвески
должны быть предусмотрены еще на стадии изготовления модели отливки.
371
Рис. 7.29. Подвески для монокристаллического литья крупногабаритных лопаток:
а — открытого типа; б — закрытого типа
Разумеется, что ни одна из полостей, предназначенных для размещения эле-
ментов подвески, не должна быть соединена с полостью отливки во избежа-
ние контакта заливаемого жаропрочного сплава с этими элементами.
Подвески указанных типов прошли испытания в реальных условиях и
обеспечили получение монокристаллических отливок массой 20—25 кг и га-
баритами 70x200x450 мм.
Однако только подвеска не может обеспечить условия полной сохраннос-
ти геометрии формы из-за невозможности плотной подгонки несущих эле-
ментов подвески и криволинейной поверхности керамической оболочки.
Поэтому другим важным технологическим фактором при литье крупногаба-
ритных лопаток является последовательное заполнение формы расплавом
жаропрочного сплава одновременно с процессом НК, что позволяет регули-
ровать величину действующих на керамическую оболочку напряжений, под-
держивая их на допустимом уровне. Расчеты, выполненные В.А. Никишиным,
показали, что уровень максимальных напряжений изгиба в форме увеличива-
ется на порядок с увеличением высоты отливки с 10 до 100 см (табл. 7.12).
Для реализации процесса последовательного заполнения формы были раз-
работаны и опробованы следующие технологические приемы.
Заливка расплава порциями, не превышающими 8 кг, причем вторая и пос-
ледующие заливки осуществляются в движущуюся керамическую форму. За-
ливка производится сверху. Основной недостаток этого способа заполнения
формы заключается в турбулентном воздействии струи расплава на движу-
щийся фронт кристаллизации, что вызывает, при недостаточном уровне рас-
плава над фронтом роста и существенной разнице между температурой спла-
ва, находящегося в форме, и температурой заливаемого расплава, образова-
ние структурных поперечных полос (СП), в возникновении которых
372
Таблица 7.12, Влияние высоты расплава и размеров оболочки* на величину максимальных
напряжений изгиба в форме
B/S	стизгаХ’ МПа, при высоте расплава Н, см					
	10	20	40	60	80	100
0,5	0,015	0,03	0,06	0,09	0,012	0,15
2	0,24	0,48	0,96	1,44	1,92	2,4
4	0,96	1,92	3,84	5,76	7,68	9,6
6	2,16	4,32	8,64	12,96	17,28	21,6
8	3,84	7,68	15,36	23,04	30,72	38,4
10	6	12	24	36	48	60
12	8,64	17,28	34,56	51,84	69,12	86,4
14	11,75	23,5	47,0	70,0	94,0	117
*В — ширина оболочки, 8 — толщина стенки оболочки.
участвуют нерастворившиеся «обломки» дендритов, сохранившиеся на внут-
ренних стенках формы. Более плавное течение металла обеспечивается при
заполнении формы из бокового стояка через капилляры, равномерно распо-
ложенные по высоте отливки. Моделирование этого варианта заливки пока-
зало, что и в этом случае турбулентное воздействие на растущие дендриты
сохраняется, хотя и в меньшей степени (структурная полоса смещена в пра-
вую от стояка сторону). Заливка через боковую щель, связывающую стояк с
отливкой по всей высоте, позволила получить отливку без поперечной поло-
сы. Следует отметить, что при тщатель-
ном соблюдении температурных парамет-
ров процесса кристаллизации и заливки
порций расплава в форму можно полу-
чить монокристаллическую отливку без
поперечных структурных полос (рис.
7.30), не прибегая к дополнительным
мерам по изменению системы заполне-
ния формы расплавом.
Рис. 7.30. Макроструктура крупногабаритной от-
ливки без поперечных структурных полос
373
Заливка через буферную емкость позволяет производить плавку и одноразо-
вую заливку большого объема металла в промежуточную вспомогательную
емкость, в дно которой встроены керамические жиклеры, через которые рас-
плав заполняет полость формы отливки тонкой струйкой в течение требуемо-
го времени. Сама форма при этом перемещается из зоны нагрева в зону
охлаждения, обеспечивая тем самым направленный рост отливки. Скорости
истечения расплава, диаметры жиклеров и время перетекания расплава из
буферной емкости в форму отливки, рассчитанные В.А. Никишиным, приве-
дены в табл. 7.13.
Стопорная заливка. Осуществима, если плавильный индуктор с тиглем
расположены в одной вертикальной плоскости с заливаемой формой (опти-
мальный вариант).
Заливка из индукционной печи, имеющей две степени свободы перемещения
(поворот и поступательное движение одновременно). Обеспечивает плавную
медленную заливку расплава в форму в течение требуемого времени незави-
симо от положения формы.
Крупногабаритные лопатки с регулируемой направленной структурой. Иссле-
дования образцов после циклических испытаний показали, что основное пре-
имущество монокристаллов проявляется в увеличении времени до появления
первой трещины и продолжительности роста ее до критических размеров.
Распространению же трещины через тело отливки в монокристаллической
структуре ничто практически не препятствует. Чтобы создать барьеры для
распространения трещин, не потеряв преимуществ монокристаллической
структуры, авторы разработали технологию получения крупногабаритных от-
ливок, у которых входная и
выходная кромки выполнены в виде монокри-
сталлов заданной осевой и азимутальной
ориентации, а на остальной ширине отлив-
ки располагается множество столбчатых зе-
рен как произвольной, так и заданной КГО.
Границы столбчатых зерен являются своего
рода препятствиями для катастрофически
быстрого развития трещин, а так как гра-
ницы выведены и за пределы наиболее на-
груженных областей детали в процессе ра-
боты, то реальная польза от их присутствия
превалирует над возможным снижением
долговечности.
Рис. 7.31. Макроструктура отливки с заданным
числом столбчатых зерен
374
Таблица 7.13. Время (т) истечения расплава из буферной емкости в форму отливки при
получении крупногабаритных лопаток
Размеры металлоприемника (в плане), мм	Высота металлоприемника, мм	Масса металла, кг	т, мин, при диаметре жиклера, 	мм			
			1,2	1,4	1,6
150x180	50	5	22,5	16,5	12,5
	100	10	32	23	17,5
	150	15	39	28,5	21,5
Рассмотрим варианты получения таких структур. Если необходимо полу-
чить отливку с заданным числом столбчатых зерен, то торцевую часть отлив-
ки за счет дополнительной прибыли оформляют, как показано на рис. 7.31.
В вершину каждого «конуса» устанавливают затравку заданной ориентации и
в дальнейшем получают отливку с требуемым числом зерен и нужной КГО.
Если требуется обеспечить монокристаллические входную и выходную кром-
ки, а на остальной части пера иметь максимально возможное количество
столбчатых зерен, стартовую зону отливки оформляют разновеликой по вы-
соте. Затравки заданной ориентации устанавливают только под входной и
выходной кромками, а на остальной части выступающей стартовой зоны раз-
мещают тугоплавкий материал с равноосной структурой или какой-либо мо-
дификатор.
Возможно введение затравок не в конические надставки торцевой части
отливок, а в плоскую прибыльную часть ее.
7.	Опытные и серийные установки
для направленной кристаллизации отливок
из жаропрочных и коррозионностойких сплавов
В настоящее время производство охлаждаемых лопаток газотурбинных дви-
гателей осуществляется по следующим технологическим вариантам.
1.	Технология равноосного литья на установках УППФ.
2.	Направленная кристаллизация на установках ПМП с температурным
градиентом G < 20°С/см.
3.	Высокоскоростная направленная кристаллизация (ВНК) на установках
типа УВНК-8П с температурным градиентом G = 60—80 °С/см.
4.	В стадии разработки и опытного освоения находится процесс высоко-
градиентной направленной кристаллизации (ВТК) на установках типа УВНЭС
с градиентом температур G > 200°С/см.
Процесс НК является наиболее перспективным по сравнению с техноло-
гией равноосного литья, так как обеспечивает повышение рабочих харакге-
ристйк сплава за счет исключения поперечных границ зерен и повышения
металлургического качества отливок.
Так как свойства жаропрочного сплава во многом определяются размера-
ми структурных составляющих, был разработан процесс ВНК, который бла-
годаря более эффективному жидкометаллическому охлаждению оболочковой
375'
формы при ее «вытягивании» из нагревателя позволяет существенно повы-
сить дисперсность всех структурных составляющих сплава, что положительно
сказывается на эксплуатационных свойствах изделий (повышаются ов, о0 2,
С_р от, 5, V).
Немаловажным фактором при этом является повышение производительно-
сти процесса. Так, скорость НК в этом процессе повышается в >5 раз в
зависимости от применяемого жаропрочного сплава. Кроме того, ВНК обес-
печивает получение отливок без поверхностных карбидов и ликвационной
струйной полосчатости — специфических дефектов НК, и создает возмож-
ность дальнейшего повышения жаропрочности путем использования допол-
нительных возможностей изменения легирования.
Для осуществления процесса ВНК был спроектирован, изготовлен и смон-
тирован ряд установок от лабораторных до опытно-промышленных и про-
мышленных серийных. Вопросы литейного оборудования обсуждались в ра-
ботах [30, с.167—184; 31, с. 164—207; 12], - главным образом, зарубежные ус-
тановки и схемы осуществления процессов НК.
Отечественное оборудование для монокристаллического литья жаропроч-
ных сплавов исторически начало развиваться от установок для получения
монокристаллов-полупроводников, в частности установок типа «Редмет», в
которых верхний привод был заменен на нижний с медным водоохлаждае-
мым кристаллизатором и соответствующей доработкой нагревателей. В опыт-
ных установках такого типа можно было получать от одного до шести образ-
цов диаметром 10—18 мм или 1—2 лопатки ГТД небольшого размера.
Работы по монокристаллам жаропрочных сплавов в конце 60-х годов ве-
лись под руководством докт. техн, наук, проф. Д.А. Петрова.
Было очевидно, что установки, переделанные из «Редмет», довести до
промышленного внедрения невозможно. Поэтому было разработано техничес-
кое задание на специализированную установку для литья монокристалличес-
ких лопаток из жаропрочных сплавов, в соответствии с которым конструк-
торский отдел (КО) ВИАМ спроектировал первую установку-«проект 1604».
Отличительными особенностями этой установки являются: наличие медного
водоохлаждаемого кристаллизатора цилиндрической формы, расположенного
на подвижном штоке, связанном с регулируемым приводом перемещения
формы с заданной скоростью, печь сопротивления в виде графитового нагре-
вателя диаметром 160 мм, высотой 400 мм, а также индукционная плавиль-
ная печь на 3—5 кг металла. Имеется также дозатор для подшихтовки леги-
рующих элементов при создании новых жаропрочных сплавов. Вакуумная
система установки, состоящая из бустерного и форвакуумного насосов, обес-
печивает вакуум 1 • 10-3 мм рт. ст.
Лабораторная установка 1591 проектировалась для создания максимально-
го температурного градиента на фронте кристаллизации и проверки различ-
ных материалов нагревателей, разработки и опробования систем крепления
форм в нагревателе, создания экспериментальных сплавов, испытания кера-
мических материалов для форм. Ее отличительными особенностями являют-
ся: нагреватель диаметром 70 мм из вольфрама, молибдена или графита, два
привода вертикального перемещения, позволяющие удерживать форму с ме-
таллом и сверху, и снизу. На этой установке было показано, что нагреватели
376
из молибденовой фольги или вольфрамовых прутков очень недолговечны по
сравнению с графитовыми нагревателями. Основной недостаток этой установ-
ки — отсутствие плавильного индукционного тигля.
Для крупногабаритных деталей, отливаемых методом НК, была спроекти-
рована и изготовлена установка 1660, схема которой приведена на рис. 7.32.
Ее отличительной особенностью является наличие двух вакуумных камер 1,
3, разделенных вакуумным затвором 2. Вакуумная система установки состоит
из бустерного паромасляного насоса 4 и форвакуумного механического насо-
са 5. Через камеру 1 осуществляется загрузка форм и выгрузка полученных
Рис. 7.32. Схема опытно-промышленной установки 1660:
1 — камера загрузки-выгрузки; 2 — вакуумный затвор; 3 — вакуумная плавильно-заливоч-
ная камера; 4, 5 — насосы вакуумной системы
377
отливок. В рабочей камере 3 происходит нагрев оболочек, вместе с графито-
вым контейнером и графитовой засыпкой, до температур, превышающих тем-
пературу ликвидус жаропрочного сплава, расплавление мерной шихтовой за-
готовки в отдельном индукторе, заливка расплава в форму и кристаллизация
со скоростью 3—5 мм/мин. Размеры опоки: диаметр 300 мм, высота 400 мм.
Установка В-1790. Спроектирована с учетом опыта эксплуатации 1604.
Отличительные особенности: наличие опорного столика, позволяющего дер-
жать форму не в контакте с водоохлаждаемой плитой во время нагрева фор-
мы на высокую температуру. Для размещения затравочного кармана с запи-
рающим затравку устройством (при контакте рабочей поверхности холодиль-
ника с дном формы), по оси холодильника было сделано глухое углубление
(см. рис. 7.6, в). После того как форма окажется на холодильнике, опорный
стол 4 с помощью горизонтального штока 5 убирается, что дает возможность
перемещения формы на холодильнике из зоны нагрева в зону охлаждения
для кристаллизации расплава в форме. Вариант опорного столика на гори-
зонтальном штоке не позволяет варьировать местоположение дна формы в
нагревателе.
Вариант опорного столика-кольца (2) на вертикальном подвижном штоке,
имеющего возможность независимого перемещения от основного холодиль-
ника 1 (рис. 7.33, а), открывает более широкие возможности управления тем-
пературными режимами на дне формы, где расположена затравка. В дальней-
шем для создания регулируемого температурного градиента на затравке был
сделан специальный подвижный водоохлаждаемый трубчатый экран 7, про-
ходящий по оси основного штока-холодильника 8 (см. рис. 7.6, г).
Для реализации более эффективного жидкометаллического охлаждения
формы с отливкой в процессе ее НК была существенно модернизирована
установка В-1790 (рис. 7.33,6). Были спроектированы и изготовлены: двух-
зонный нагреватель 6, 9; система подвески форм 7; изменена конструкция
керамической формы 8; емкость для охладителя 10 (расплава олова на пер-
вом этапе, затем алюминия); емкость с охладителем установлена на легко
перемещающейся каретке, связанной с боковой дверцей установки. Необхо-
димость повышения скорости кристаллизации жаропрочного сплава, кроме
эффективного охладителя, требует применения тонкостенных керамических
форм без использования опок и опорного наполнителя, что также наклады-
вает отпечаток на конструктивные решения и технологический процесс в
целом. Наличие под нагревателем емкости с охладителем потребовало изме-
нить систему крепления форм в нагревателе. Спроектирован верхний привод
вертикального перемещения форм с регулируемой в широком диапазоне ско-
ростью перемещения; разработаны и опробованы различные типы экранов,
включая насыпной. Модернизированная установка позволила отработать ос-
новные технологические параметры процесса ВНК, получить образцы и ло-
патки как с направленной, так и с монокристаллической структурой, опреде-
лить уровень свойств сплава и исследовать его структуру. С учетом всех ре-
зультатов работы была изготовлена установка ВИАМ-1790-МЗ, успешно
работающая до настоящего времени.
По техническому заданию ВИАМ во ВНИИЭТО была спроектирована,
изготовлена и смонтирована на КМПО «Труд» промышленная установка
378
Рис. 7.33. Схема установки В-1790:
а — с медным водоохлаждаемым кристаллизатором 1 и опорным кольцом 2 на вертикаль-
ном штоке (5 — индуктор; 4 — дозатор; 5 — тепловой узел); б — с жидкометаллическим
кристаллизатором: 6 — верхний нагреватель; 7 — подвеска форм; 8 — керамическая форма;
9 — нижний нагреватель; 10 — расплав охладителя; 7'— 9' — места расположения термопар
ИСВ-001-НФ, схема которой представлена на рис. 7.34. Отличительные осо-
бенности установки: камера загрузки форм и камера выгрузки находятся с
противоположных сторон плавильной камеры в одной горизонтальной плос-
кости и отделены от плавильной камеры вакуумными технологическими зат-
ворами; установка снабжена механизмом подъема и опускания холодильника
и опорного держателя с формой; нагрев форм осуществляется индуктором че-
рез графитовую гильзу диаметром 280 мм, высотой 450 мм. Основные техни-
ческие характеристики: установленная мощность 330 кВт; емкость тигля пла-
вильной печи 10 кг; размеры рабочего пространства: диаметр 280 мм, высота
450 мм; продолжительность рабочего цикла 4—6 ч; масса установки 23,5 т.
На основании исследований, проведенных в ВИАМ совместно с МНПО
«Сатурн», была спроектирована, изготовлена и смонтирована полупромыш-
ленная установка ВИСАТ-1 для отработки технологии ВНК в заводских ус-
ловиях. В качестве жидкометаллического охладителя применен расплав чис-
того алюминия марки А99 (ГОСТ 5.1405-72). Процесс получения лопаток
379
Рис. 7.34. Установка для получения монокристаллических изделий ИСВ-001-НФ:
1 — механизм загрузки форм; 2 — камера загрузки форм; 3 — технологические вакуумные
затворы; 4 ~ плавильная камера; 5 — камера выгрузки форм; 6 — механизм выгрузки форм;
7 — вакуумная система; 8 — рамы; 9 — механизм подъема и опускания холодильника и
опорного держателя с формой
осуществляется внутри вакуумной камеры следующим образом. Формы, зак-
репленные с помощью молибденовых подвесок на подвижной каретке, пере-
мещаются из камеры загрузки—выгрузки через вакуумный затвор в печь по-
догрева форм. Нагретые до 1500— 1550°С формы заливаются жаропрочным
сплавом из индукционной печи. После этого формы приводом вертикального
перемещения, который имеет плавное регулирование скорости в диапазоне
0,2—200 мм/мин, погружаются в охлаждающий расплав алюминия, находя-
щийся в подогреваемой емкости. Скорость погружения 20 мм/мин для спла-
ва ЖС26. Для регулирования температуры жидкометаллического охладителя
применяется водоохлаждаемое кольцо. После окончания кристаллизации печь
380
выключается, формы с отливками извлекаются из охладителя и перемещают-
ся в разгрузочную камеру. Смену форм на новые производят после закрытия
технологического вакуумного затвора, развакуумирования шлюзовой камеры
и открытия наружной ее двери. За один цикл получают 12 лопаток. Длитель-
ность цикла 1,5—2 ч. Установка снабжена высокоточным регулятором темпе-
ратуры ВРТ-3. На установке было получено по нескольку десятков комплек-
тов лопаток каждого наименования для проведения их испытаний в составе
изделия «99».
Изучение патентной и технической литературы по технологии НК и
оборудованию для ее осуществления показало, что основным типом нагре-
вательных элементов за рубежом являются индукционные, а в отечествен-
ной практике — нагреватели сопротивления. Для ответа на вопрос, каким
нагревателям отдать предпочтение, в РПО «Электромеханика» по техни-
ческому заданию ВИАМ была спроектирована и изготовлена установка
УВНК-1 с индукционным двухзонным нагревателем печи подогрева форм.
Многочисленные эксперименты на УВНК-1 не показали каких-либо пре-
имуществ индукционного нагрева и поддержания температур на форме.
Более того, не удалось добиться раздельного независимого управления зо-
нами индуктора. Когда же в структуре эвтектического сплава были обна-
ружены карбидные упрочняющие волокна изогнутой формы, каких никог-
да не было в том же сплаве, закристаллизованном в печи с нагревателем
сопротивления, был окончательно сделан выбор в пользу нагревателей со-
противления.
Для промышленного освоения процесса литья лопаток методом ВНК, кон-
структорским отделом ВИАМ была спроектирована установка УВНК-8П (па-
тент РФ 1187352), серийный выпуск которой налажен на РПО «Электромеха-
ника». УВНК-8П — сложный литейный агрегат, состоящий из ряда узлов,
основными из которых являются:
плавильная вакуумная камера 1 (рис. 7.35), предназначенная для размеще-
ния в ней жидкометаллического кристаллизатора 2, печи подогрева форм 3,
каретки с подвесками форм 4, плавильной индукционной печи 6. Плавиль-
ная камера представляет собой горизонтальный водоохлаждаемый цилиндр с
двумя торцевыми крышками. Наверху камеры размещается направляющая для
каретки, которая через патрубок присоединяется к механизму вертикального
перемещения. Внизу камеры находится рельсовый путь для перемещения
жидкометаллического кристаллизатора. На боковой поверхности камеры име-
ется система патрубков для присоединения термопарных выводов, вакуумной
системы и предохранительного клапана. В нижней части камеры находится
гидроцилиндр, поднимающий жидкометаллический кристаллизатор для уст-
ранения зазора между ним и печью 3;
индукционная печь 6 — устанавливается на кронштейне; предназначена для
плавки мерной шихтовой заготовки;
печь подогрева форм 3 — двухзонная, прямоугольной формы (в плане), с
рабочим пространством 450x180 мм и высотой 450 мм. Первая зона образо-
вана двумя боковыми зигзагообразными плоскими графитовыми нагревателя-
ми, вторая зона — двумя фигурными графитовыми нагревателями, включен-
ными последовательно. Высота второй зоны 50 мм. Максимальная рабочая
381
Рис. 7.35. Схема установки УВНК-8П:
1 — вакуумная камера; 2 — жидкометаллический кристаллизатор; 3 — печь подогрева форм;
4 — каретка с подвесками для форм; 5 — привод вертикального перемещения каретки с
формами; 6 — плавильный индуктор
температура 1750°С. Питание — через водоохлаждаемые токоподводы от по-
нижающих трансформаторов;
термопара погружения — предназначена для замера температуры металла в
тигле индукционной плавильной печи. Термопара помещена в пылеплотный
корпус и перемещается с помощью реечного механизма;
блок откатной — тележка со сферической крышкой — предназначен для
размещения конденсаторной батареи, печных трансформаторов, коаксиально-
го токоподвода и двухзонной печи, укрепленной на кронштейнах;
механизм вертикального перемещения 5 — обеспечивает подачу блоков форм
из зоны нагрева и заливки в зону кристаллизации и обратно с заданной ско-
ростью;
вакуумно-газовая система — обеспечивает создание рабочей среды в плавиль-
ной камере: вакуум 0,133 Па или аргон 26,7 Па (1х10-3 и 200 мм рт. ст. соответ-
ственно). Вакуумная система состоит из форвакуумного и бустерного насосов.
382
трех плоских вакуумных затворов ЗВЭ, автоматического клапана, системы тру-
бопроводов, рампы напуска инертного газа РН-1 и мановакууметра. ЭКМВ-1.
Бустерный насос НВБМ-2,5 присоединяется к камере 1 через водоохлаждаемую
ловушку и затвор ЗВЭ-100, автоматический клапан ДУ-100 перекрывает форва-
куумную линию при отключении насоса от сети;
электрочасть — предназначена для питания и управления установкой;
камера шлюзовая (КШ) - обеспечивает возможность загрузки форм и вы-
грузки залитых блоков без нарушения вакуума в плавильной камере. Шлю-
зовая камера установлена на второй откатной тележке, имеет наружную
дверь и внутренний технологический затвор, управляемые с помощью гид-
равлики. Снаружи камеры установлены электродвигатели привода горизон-
тального перемещения, маслостанция и патрубок для подсоединения фор-
вакуумного насоса;
загрузочное устройство, установленное на плавильной камере, — позволяет
осуществлять загрузку мерной шихтовой заготовки в плавильный индуктор без
разгерметизации плавильной камеры;
система водоохлаждения — предназначена для охлаждения элементов
конструкции установки и ее комплектующих узлов. Подача воды произво-
дится от цеховой сети на конденсаторную батарею, коллектор и тири-
сторный преобразователь частоты. Наличие воды в каждом коллекторе
фиксируется элекгроконтактным манометром. Вода подается для охлажде-
ния индуктора, контактного токоподвода, штока механизма перемещения
форм, корпуса плавильной камеры, жидкометаллического кристаллизатора,
форвакуумного насоса, бустерного насоса, печи подогрева форм и тирис-
торных регуляторов.
Производительность установки — 144 лопатки в сутки. Работа установки:
два керамических блока по шесть лопаток в каждом подвешиваются на ка-
ретку 4 и через шлюзовую камеру закатываются в электропечь подогрева
форм, которая закрывается торцевой дверью. Мерная шихтовая заготовка
сплава загружается в индукционную плавильную печь 6, камеру откачивают
до 0,133 Па, после чего включается нагреватель печи 3. По достижении тре-
буемой температуры формы включается индукционная печь, в которой рас-
плавляется мерная шихтовая заготовка. Расплавленный металл заливается в
нагретые формы при температуре 1550—1580°С, после чего начинается про-
цесс НК путем опускания керамических блоков форм с залитым металлом в
расплав алюминия. В течение всего процесса на диаграммной ленте пиромет-
рического прибора автоматически фиксируются основные параметры техно-
логического процесса (температура, скорость перемещения форм, степень
вакуума). После окончания кристаллизации металла в форме, печь 3 выклю-
чается. При снижении температуры печи до 1000°С (если не ставится задача
термостатирования при каких-то других режимах) блоки форм поднимаются
в исходное положение и выводятся через технологический затвор в шлюзо-
вую камеру, откуда после разгерметизации последней они переводятся на
внешнюю подвеску, где керамические блоки сменяются на новые, после чего
цикл повторяется.
Первые УВНК-8П были направлены на ММПО им. Чернышева, где был
создан первый в стране участок из восьми установок, который обеспечил
383
серийное производство лопаток первой ступени двигателя РД-33 для само-
лета МиГ-29.
В дальнейшем аналогичные участки были созданы на серийных заводах:
ОМПО им. Баранова, УМПО, ММПО «Салют», ПМПО «Моторостроитель»,
а также на опытных предприятиях: МНПО «Сатурн», МНПО «Союз», ЗМКБ
«Прогресс», ЛНПО им. Климова, АКБМ, КМПО «Труд», ПМКБ «Авиадвига-
тель» и др.
Для резкого увеличения производительности единичного агрегата при ли-
тье лопаток методом НК была спроектирована установка УВНК-20, смонти-
рованная в цехе ММПО им. Чернышева. Схема и общий вид установки
представлены на рис. 7.36.
Краткая техническая характеристика основных технологических модулей
установки.
1.	Конвейер загрузки-выгрузки представляет собой вакуумную камеру с
цепным конвейерным устройством. Циклическая загрузка и выгрузка — по 4
формы. Управление затворами автоматическое или с диспетчерского пульта.
2.	Модуль многозонный роторного типа для подогрева форм. Формы сни-
маются манипулятором с загрузочного транспортера и устанавливаются в пер-
вой «холодной» зоне (800°С) поворотного стола печи. Одновременно в печи
находятся 8 блоков, которые, перемещаясь, проходят семь зон с рабочими
температурами (7\ — Т7) 800, 900, 1000, 1100, 1300, 1500, 1600°С соответствен-
Рис. 7.36. Схема роторно-конвейерной линии УВНК-20:
1 - конвейер загрузки-выгрузки форм; 2 — вакуумная система; 3 - модуль кристаллизаци-
онный; 4 — шкаф с электроаппаратурой; 5 — площадка обслуживания; 6 - пульт диспет-
чера; 7 — управляющие контроллеры; 8 — модуль плавильно-заливочный; 9 — модуль ро-
бота-манипулятора; 10 — модуль многозонной роторной печи подогрева форм
384
но. Материал нагревателя — графит. Питание от трансформаторов ОСУ-20
мощностью 40 кВт. Регулировка температуры осуществляется приборами типа
ВРТ-2 (ВРТ-3) через вольфрам-рениевые термопары, находящиеся в рабочих
зонах печи. Контроль температур осуществляется с диспетчерского пульта
установки.
3.	Модуль робота-манипулятора — предназначен для осуществления пере-
дачи форм по технологическому адресу. Управление роботом-манипулятором
осуществляется по программе через ЭВМ (или в ручном режиме в период
пусконаладочных работ) с диспетчерского пульта. Изготовлен предприятием
В-8889 (г. Воронеж).
4.	Двухтигельный плавильно-заливочный модуль — предназначен для плав-
ки металла и слива его в форму. Модуль оборудован двумя параллельными
индукторами (со сменными тиглями емкостью 10 кг жидкого металла) и пе-
чью подогрева форм (ППФ) с графитовыми нагревателями (для обеспечения
технологической температуры формы перед ее заливкой металлом); система-
ми подвески форм и емкостью для приема металла на случай разрушения
или обрыва форм в момент заливки. Заливка осуществляется плавильщиком.
5.	Два кристаллизационных модуля, каждый из которых оборудован печью
подогрева форм с залитым металлом (для выравнивания технологической тем-
пературы и поддержания ее на требуемом уровне в процессе кристаллиза-
ции), емкостью с жидкометаллическим кристаллизатором по 40 кг алюминия
каждый и системой транспортировки форм из ППФ в кристаллизатор (с ра-
бочей скоростью и маршевой — в обратном направлении). Контроль и под-
держание технологических режимов (скорости и температуры) осуществляет-
ся автоматически с выходом на ЭВМ и диспетчерский пульт. Вакуумная си-
стема с технологическими затворами обеспечивает автономную работу
кристаллизационного модуля.
Испытания установки проведены 12 сентября 1988 г. Макроструктура по-
лученных лопаток оказалась неудовлетворительной, так как максимальная
температура печи подогрева форм была ниже 1350°С. Были выявлены и дру-
гие конструктивные недостатки установки. Работы по доводке установки из-
за отсутствия финансирования были прекращены.
Параллельно с работами по УВНК-20 по заказу Пермского моторного за-
вода была спроектирована установка УВНК-17 на среднюю производитель-
ность 400 лопаток/сут при занимаемой площади почти такой же, как под
УВНК-8П.
УВНК-17 (рис. 7.37) разработана на базе установки УВНК-8П. Для сокра-
щения рабочего цикла предусмотрена еще одна камера предварительного
нагрева форм, расположенная на одной оси с заливочным кристаллизацион-
ным блоком. Загрузочно-разгрузочная камера расположена перпендикулярно
плавильной камере и камере предварительного нагрева. Установка снабжена
поворотным устройством, позволяющим осуществлять перемещение форм из
шлюзовой камеры в камеру предварительного нагрева, из последней — в за-
ливочно-кристаллизационную, а по окончании процесса (формы с отливка-
ми) — снова в шлюзовую камеру на выгрузку. Предварительный нагрев фор-
мы до 1200°С и поворотное устройство позволили довести рабочий цикл до
40 мин, т.е. можно выполнить 12 плавок (144 лопатки) в смену (420 лопаток
13— 1051
385
в сутки). Первый экземпляр установки (рис. 7.37) после успешных холодных
и горячих испытаний в г. Ржеве был отправлен заказчику АО «Пермские
моторы». С целью повышения стабильности и качества отливок были начаты
активные работы по АСУТП этой установки. Однако в дальнейшем эти ра-
боты также были приостановлены процессом конверсии.
К концу 1993 — началу 1994 гг. возникла необходимость получения круп-
ногабаритных литых лопаток (с направленной и монокристаллической струк-
турой) для установок различного назначения: энергетических, транспортных
и газоперекачивающих. Для решения этой задачи в ВИАМ была спроектиро-
вана установка УВНК-12.
Установка УВНК-12 (рис. 7.38) позволяет получать крупногабаритные
лопатки газотурбинных установок с монокристаллической структурой. Раз-
мер лопаток до 400 мм, масса до 25 кг. Принципиальным отличием ее от
УВНК-8П является наличие печи предварительного нагрева форм 5 в шлю-
зовой камере, нагреватели которой могут работать и на воздухе, и в ваку-
уме. Для повышения производительности разработан двухпутевой механизм
горизонтального смещения 7, позволяющий перемещать подогретые до
1000— 1200°С формы в кристаллизационную камеру, а залитые формы с
отливками — в шлюзовую, сокращая цикл получения лопаток до 75—80 мин
вместо 120 мин (как в УВНК-8П). Установка в июне 1999 г. прошла все
испытания и сдана в эксплуатацию на ММПО «Салют». На ней серийно
получают лопатки ГТЭ-60 с монокристаллическим пером и направленной
структурой замка.
Рис. 7.37. Схема установки УВНК-17:
1 — вакуумная камера; 2 — жидкометаллический кристаллизатор; 3 — печь окончательно-
го нагрева форм; 4 — привод вертикального перемещения каретки с формами; 5 — узел
поворота каретки с формами на 90°; 6 — откатной блок с печью 7 предварительного
нагрева форм
386
УВНК-8ПМ — модернизированная установка УВНК-8П, спроектированная
КО ВИАМ специально для литья монокристаллических отливок из сплавов
нового поколения, не содержащих в своем составе углерод, бор, цирконий и
др. элементы, упрочняющие границы зерен. При высоких скоростях охлажде-
ния эти сплавы склонны к поверхностной и объемной рекристаллизации.
Рис. 7.38. Установка УВНК-12: 6	5
а, б - поперечный и продольный разрез соответственно
(7 - механизм смещения каретки с формами; 2 — печь подогрева форм; 3 - жидкоме-
таллический кристаллизатор; 4 — тележка для перемещения кристаллизатора и дополни-
тельной емкости; 5 - печь предварительного нагрева форм, нагреватели которой работа-
ют и на воздухе, и в вакууме; 6 - привод горизонтального перемещения тележки; 7 -
вакуумная камера)
13*
387
Отличительными особенностями УВНК-8ПМ являются: водоохлаждаемая ем-
кость (пустая), раздвигающийся в горизонтальной плоскости экран и щеле-
вая печь нагрева форм.
Установка ISP-10-DS/SX/LMC — «международная установка» для литья
крупногабаритных монокристаллических лопаток стационарных ГТУ из жа-
ропрочных и коррозионностойких сплавов нового поколения. В ее создании
принимали участие фирмы GE (США), ВИАМ (Россия), ALD (Германия).
Схема и общий вид установки представлены на рис. 7.39. Отличительные
особенности установки:
Рис. 7.39. Схема установки ISP-10-DS/SX/LMC:
1 — вакуумная камера; 2 — привод для перемещения экрана между зоной нагрева и зоной
охлаждения; 3 — механизм загрузки шихтовой заготовки в индуктор; 4 — привод верти-
кального перемещения формы; 5 — камера загрузки-выгрузки форм; 6 — технологический
вакуумный затвор; 7 — плавильный индуктор; 8 — трехзонная печь нагрева форм; 9 —
емкость с жидкометаллическим охладителем и экранами; 10 — подъемник-кристаллизатор
388
—	два варианта кристаллизаторов: традиционный холодильник в виде ох-
лаждаемой медной плиты (процесс HRS) и емкость с расплавом относитель-
но легкоплавкого металлического охладителя (процесс ЬМС)\
—	наличие двух приводов (сверху и снизу плавильной вакуумной камеры)
для вертикального перемещения форм;
-	индукционная плавильная печь, перемещающаяся в двух плоскостях, с
емкостью тигля 50 кг;
—	наличие компьютерной системы контроля и наблюдения за процессом;
-	возможность подключения до 60 термопар для проведения всесторон-
них исследований технологического процесса;
-	размер керамических форм: высота 860 мм, ширина 300 мм, глубина
600 мм (2x300);
—	нагреватель сопротивления — трехзонный по высоте;
—	скорость перемещения форм: рабочая 1,5—30 мм/мин, маршевая 200—
2000 мм/мин;
—	габариты 8500x5530x10350 мм.
Установка сдана в эксплуатацию в 1999 г.
Для решения проблемы получения крупногабаритных лопаток в отече-
ственной практике, три организации (ВИАМ, ЛЗТЛ, РПО) начали проекти-
рование установки для получения монокристаллических лопаток высотой до
1050 мм. Установка под условным названием «Градиент-1» будет иметь еще
большие возможности, чем предыдущая установка, при меньших габаритах.
Уменьшение габаритных размеров установки достигнуто за счет отказа от
нижнего привода и применения водоохлаждаемой емкости при радиацион-
ном способе теплопередачи, при сохранении емкости с жидкометаллическим
охладителем.
8. Отливка лопаток с монокристаллической структурой
и проникающим (транспирационным) охлаждением
Использование жаропрочных материалов с проникающей (транспирацион-
ной) системой охлаждения для изготовления деталей горячего тракта ГТД и
ГТУ позволит создать «стехиометрический» двигатель, в котором температура
газа в камере сгорания достигнет теоретической температуры горения топли-
ва, а на входе в турбину 2200—2300 К. При одинаковой рабочей температуре
для работы деталей с проникающей системой охлаждения (в силу ее эффек-
тивности) требуется на 30—50% меньшее количество охлаждающего воздуха,
чем для деталей, с традиционными видами охлаждения. Если же для охлаж-
дения использовать одинаковое количество охлаждающего воздуха, то детали
с проникающей системой охлаждения будут работать при более низкой тем-
пературе, что позволит увеличить их ресурс в 2—4 раза по сравнению с ре-
сурсом деталей с иными системами охлаждения.
Разработаны деформируемые и литые жаропрочные материалы с проника-
ющей системой охлаждения. Из первых изготовляют камеры сгорания и жа-
ровые трубы, из вторых — сопловые и рабочие лопатки. По мнению зарубеж-
ных экспертов, именно материалы с проникающей системой охлаждения, а
389
не интерметаллиды, керамика или композиты углерод—углерод будут опреде-
лять облик ГТД XXI века.
Из литературы известно, что по крайней мере 4 фирмы занимаются разра-
боткой таких материалов: Allison G.M., Pratt and Whitney, Rolls-Royce,
Howmet. Существует большое разнообразие конструкций систем проникаю-
щего охлаждения. Первая система была разработана фирмой Allison 25 лет
тому назад, она запатентована и получила название «Ламеллой». Вначале
материал с системой охлаждения «Ламеллой» изготавливали в виде листов
(деформированный вариант), а в конце 80-х годов фирма разработала вари-
ант литого монокристаллического материала с такой системой охлаждения.
Необходимо подчеркнуть, что в новом литом материале с проникающей
системой охлаждения успешно используются последние достижения в трех
областях:
—	разработки конструкций эффективной проникающей системы охлаж-
дения;
—	создания сверхжаропрочных литейных сплавов;
—	технологии монокристаллического литья.
В ВИАМ работы по созданию материалов и деталей с проникающей сис-
темой охлаждения начаты в 1993 г. Первая оригинальная разработка была
выполнена совместно с МГТУ и получила название «Вихрепор»* .
Для отработки технологии изготовления каналов и отверстий в тонких
стенках с криволинейными поверхностями в ВИАМ и ЦИАМ создана конст-
рукция имитационного трубчатого образца с системой аксиальных каналов
прямоугольного сечения, а также входных и выходных отверстий (рис. 7.40).
Толщина стенок трубчатого образца переменная и изменяется в тех же пре-
делах, что и в модельной лопатке газогенератора ВТ-68 конструкции ЦИАМ
(от 3 мм в корневом сечении до 1,5 мм в верхней части). Была разработана
технология отливки такого образца с применением закладных керамических
элементов, для изготовления которых, а также модели трубчатого образца
спроектированы и изготовлены соответствующие пресс-формы.
Миниатюрный стержень (закладной керамический элемент) имеет следую-
щие размеры: длина 55 мм; ширина 2 мм; толщина 4—6 мм; диаметр штырь-
ков внутренних 0,6 мм (10 шт.); диаметр штырьков наружных 0,8 мм (10 шт.);
размер аксиального канала 0,5 мм.
Модель трубчатого образца высотой 55 мм, с внутренним и наружным
диаметрами 19—22 и 25 мм соответственно (в каждой модели 12 шт. мини-
атюрных стержней) изготавливается из восковых или солевых модельных масс.
В качестве восковой модельной массы выбран сплав парафина со стеарином
в соотношении 1:1 (ПС-50), а солевой модельной массы — сплав мочевины
(карбамида) с калиевой селитрой в соотношении 9:1 (МОН-ЮК).
Восковые модели получают методом прессования под давлением через
вертикально расположенные литники. Этот метод наиболее полно обеспечи-
вает возможность получения модели с качественной поверхностью. Для изго-
товления модели на основе мочевины применяют метод свободной заливки.
* Братухин Г.А., Светлов И.Л. и др. Полая лопатка «Вихрепор». Патент РФ 2078946. -
Опубл, в БИ 13.05.96.
390
Использование мочевины обеспечивает получение моделей с высокой геомет-
рической точностью.
В случае применения восковой модельной массы мини-стержни предвари-
тельно пропитывали расплавленным парафином.
При изготовлении моделей на основе мочевины мини-стержни предвари-
тельно пропитывали кремнийорганическим лаком КО-815 для исключения
насыщения стержней плавнеобразующей составляющей модельной массы -
калиевой селитрой.
Для исследования технологических параметров литья образцов с проница-
емой системой охлаждения модели трубчатых образцов, содержащих от 2 до
12 мини-стержней, были собраны в модельные блоки. При проектировании
модельного блока образцов учитывались следующие факторы:
Рис. 7.40. Имитационный трубчатый об-
разец из сплава ЖС40 с проникающей
системой охлаждения:
а — эскиз; б — образцы после литья (7);
после механической обработки (2); зак-
ладной керамический элемент (5), фор-
мирующий внутреннюю полость в стен-
ке образца и отверстия входа-выхода ох-
лаждающего воздуха
W —llim «ШМВ жжшж
X «чЧ -.-X	Ж
__________3__________
б
391
—	для обеспечения заполняемости расплавом тонких сечений конструкции
необходимо обеспечить определенное значение гидростатического напора
(Нр, который обратно пропорционален размеру канала [32, с.74]:
TJ.	2о cos 0
Нр — ~А	’
Anin&P
где о — поверхностное натяжение расплава; 0 — угол смачивания стенок ке-
рамики расплавом; р — плотность расплава; - минимальный размер ка-
нала; g — ускорение силы тяжести.
—	во избежание поломок тонких элементов конструкции стержня необхо-
димо уменьшить давление падающей струи, отводя часть расплава в литни-
ково-питающий канал для заполнения формы снизу.
Таким образом, модельный блок образцов состоял из двух вертикально
соединенных трубчатых образцов, верхний из которых через питатель кре-
пился к литейной чаше, а нижний оканчивался стартовым конусом с поло-
стью под затравку. Сбоку от образцов, параллельно их вертикальной оси рас-
полагался литниково-питающий канал круглого сечения, соединяющий чашу
с нижней частью стартового конуса. Размеры питателей были выбраны со-
гласно расчетам по вышеприведенной формуле, по которой значение дол-
жно быть 100—105 мм и более для минимального размера канала 0,5 мм при
заполнении формы расплавом жаропрочного сплава типа ЖС40. Отливку
образцов осуществляли из безуглеродистого сплава ЖС40 (безуглеродистый
сплав, который обладает хорошими литейными свойствами и достаточно про-
сто затвердевает с монокристаллической структурой). Сплав паспортизован
и имеет более высокую длительную прочность при больших базах испыта-
ния, чем хорошо известный сплав ЖС32. Другим существенным преимуще-
ством сплава ЖС40 по сравнению с ЖС32 является его более низкая сто-
имость, так как он не содержит остродефицитного и дорогого рения.
Для равномерного нанесения суспензии и обсыпки внутренней поверхно-
сти образцов, между ними при сборке моделей были предусмотрены зазоры,
а в конусе выполнены отверстия, позволяющие беспрепятственно наносить
керамические слои на внутренние поверхности. Отливку образцов произво-
дили методом ВНК на лабораторной установке В-1790. Перед плавкой в зат-
равочную полость формы устанавливали монокристаллическую затравку с за-
данной КГО, близкой к [001], и заделывали ее керамической суспензией.
Форму помещали в установку, производили ее нагрев до > TL сплава,
расплавляли металл в тигле, заливали его в нагретую форму и производили
ВНК погружением формы в расплав жидкометаллического охладителя (Sn)
со скоростью 5 мм/мин. Основные параметры ВНК образцов из сплава
ЖС40: температуры верхнего и нижнего нагревателей, и заливаемого из
индуктора расплава 1560, 1490 и 1560°С соответственно; скорость кристалли-
зации 5 мм/мин, температура охладителя 360°С.
Так как сплав ЖС40, как и все безуглеродистые сплавы, склонен к рекри-
сталлизации и трещинообразованию при последующих нагревах, то для сня-
тия литейных напряжений производили термостатирование отливок после
кристаллизации при температуре 1200°С в течение 20 мин.
392
После удаления керамической оболочки и обрезки литников из полученных
отливок, по серийной технологии была удалена керамика в расплаве бифто-
рида калия (360°С, выдержка 2 ч). Анализ полученных отливок показал:
—	отливки трубчатых образцов имеют монокристаллическую структуру по
всей высоте без видимых дефектов, без трещйн, КГО полученных образцов
3-5° от [001];
—	керамика полностью удалена из каналов и отверстий за 1 цикл;
—	заполняемость тонких сечений металлом хорошая, все отверстия сфор-
мированы как с внутренней, так и с наружной поверхности образцов.
Образцы были подвергнуты механической обработке с внешней поверхно-
сти, а на одном образце (для вскрытия внутренней полости) был сделан срез
под углом 45°. На рис. 7.40, б представлены образцы в состоянии после литья
1 и после механической обработки 2. Испытания образцов, проведенные в
ЦИАМ, подтвердили эффективность проникающего охлаждения и перспек-
тивность его применения в лопатках двигателей следующего поколения.
Транспирационная (проникающая) система охлаждения предполагает на-
личие в пере лопатки системы двух взаимосвязанных полостей:
—	центральной, относительно простой формы;
—	периферийной, представляющей собой разветвленные охлаждающие ка-
налы в стенках лопатки, которые сообщаются с внутренней (центральной)
полостью и имеют выход за пределы тела лопатки.
Для формирования каналов в стенках лопатки необходимы тонкие, слож-
нопрофильные керамические стержни, изготовленные с высокой точностью.
Использование такого стержня при литье лопаток должно обеспечить прони-
кающую систему охлаждения лопатки — движение охлаждающего воздуха из
центральной внутренней полости лопатки через отверстия в разветвленные,
насыщенные штырьками каналы в стенках лопатки и далее, через отверстия,
за пределы лопатки. Требования к конструкции лопатки:
—	средняя толщина стенки 5 < 2 мм;
—	диаметр отверстий подвода и выпуска воздуха 0,4—0,6 мм (шаг отвер-
стий 4—6 мм);
—	диаметр штырьков 0,6—0,8 мм (шаг штырьков 4—6 мм).
На основании этих данных можно сформулировать требования к керами-
ческому стержню:
—	толщина стержня 5 = 0,4—0,8 мм;
—	диаметр штырьков 0,4—0,6 мм (формируют отверстия подвода и выпус-
ка воздуха), шаг штырьков 4—6 мм;
—	диаметр отверстий 0,6—0,8 мм (формируют штырьки), шаг отверстий 4—
6 мм;
-	длина стержня £ст = 50-100 мм;
—	стержень должен быть химически инертным к металлическому расплаву;
—	требования к прочности стержня, качеству поверхности, величине усад-
ки, допусков и степени коробления остаются такими же, как и для стандарт-
ных стержней.
Из рада возможных схем транспирационного охлаждения выбрана комби-
нированная схема, сочетающая в себе струйное и транспирационное. Сущ-
ность предложенной схемы заключается в том, что охлаждающий воздух по-
393
дается во внутреннюю полость лопатки и поступает в радиальные отверстия,
соединенные с аксиальными каналами в профильной стенке лопатки. Столк-
новение воздушных струй с внутренней поверхностью горячей стенки обес-
печивает струйное охлаждение. Затем воздух проникает через выходные от-
верстия на внешнюю горячую поверхность стенки с образованием защитной
воздушной пленки (проникающее охлаждение). Струйное охлаждение зависит
от скорости воздушных струй: чем выше скорость, тем эффективнее теплопе-
редача между горячей стенкой и охлаждающим воздухом. Напротив, прони-
кающее охлаждение тем эффективнее, чем ниже скорость просачивания воз-
духа через выходные отверстия. Эффективность транспирационного охлажде-
ния зависит от перепада давления воздуха и является функцией отношения
суммарных площадей входных и выходных отверстий. По этой причине вход-
ные отверстия имеют меньший диаметр, чем выходные. Кроме того, чем
тоньше «горячая» стенка, тем эффективнее транспирационное охлаждение.
Толщина «горячей» стенки составляет <0,5 мм.
Сочетание струйного и транспирационного способов охлаждения является
более эффективным по сравнению с применяемым в настоящее время пле-
ночным охлаждением.
Практическая реализация предложенной схемы комбинированного охлаж-
дения зависит от конструкции керамического стержня, оформляющего при
литье радиальные входные и выходные отверстия, а также аксиальные каналы.
Предлагаемый составной керамический стержень состоит из основного
стержня, оформляющего внутреннюю полость будущего изделия, и соединен-
ных с ним специальным образом мини-стержней. Конструкция основного
стержня определяется конструктивными особенностями внутренней полости
изделия, а мини-стержни представляют собой керамические рамки прямоу-
гольной или трапецеидальной формы. Внутри каждой рамки расположена
тонкая продольная перегородка, которая с обеих сторон соединена перемыч-
ками с продольными стенками рамки, при этом оси перемычек смещены друг
относительно друга. При кристаллизации изделия перегородка формирует
канал в стенке будущего полого изделия, а перемычки — систему отверстий
для впуска и выпуска охлаждающего воздуха. Геометрические размеры мини-
стержней, а именно диаметр и длина перемычек, расстояния между ними,
площадь поперечного сечения центральной перегородки, толщина стенок
рамки определяются габаритами отливаемого изделия, прежде всего толщи-
ной стенки полого изделия.
Экспериментальная рабочая лопатка высокотемпературного
газогенератора из монокристаллического сплава ЖС32 или ЖС40
с проникающим охлаждением
Экспериментальная рабочая лопатка с проникающим охлаждением разра-
ботана применительно к турбине газогенератора ВТ-68. Лопатка относитель-
но небольших размеров: высота пера 46 мм, хорда 32 мм. Конструктивный
облик лопатки определялся технологическими возможностями ее изготовле-
ния. Специалистами ВИАМ и ЦИАМ предложено использовать составной
керамический стержень, формирующий сложную систему каналов и отвер-
394
стий в отливке лопатки после ее НК. На центральный стержень устанавлива-
ются дополнительные стержни (закладные элементы) по количеству радиаль-
ных каналов, определяемому тепловым и гидравлическим расчетом. Заклад-
ные элементы позволяют получать отливку с радиальными каналами в стенке
и отверстиями входа-выхода воздуха в эти каналы. Технология применения
закладных элементов отрабатывалась при изготовлении полых цилиндричес-
ких образцов. Закладные элементы были выполнены с минимально возмож-
ными размерами. При использовании этой технологии удалось расположить в
лопатке только 6 радиальных каналов с размерами 2x0,5 мм и шагом около
5 мм. Рамочная конструкция обеспечивает жесткость и формоустойчивость
мини-стержней при обжиге и литье. Поэтому сводятся к минимуму такие
дефекты, как коробление при обжиге, обламывание тонких перемычек при
заливке расплава и его НК. Таким образом, конструкция составного стержня
обеспечивает в процессе литья формирование в стенке лопатки тонких кана-
лов и связанных с ними входных и выходных отверстий для циркуляции
воздуха, создавая тем самым высокоэффективную систему охлаждения (па-
тент РФ №2090299 от 14.08.95 г.).
Конструктивная и технологическая проработка экспериментальной рабо-
чей лопатки с использованием жестких стержней для организации системы
проникающего охлаждения показала, что в лопатке относительно небольшого
размера эффективность этого способа охлаждения не реализуется в полной
мере из-за невозможности разместить нужное количество мини-стержней в
объеме лопатки. Разрабатываемое в ВИАМ второе направление технологии
отливки лопаток на базе «гибких» керамических лент позволит качественно
улучшить характеристики рабочих лопаток с проникающим охлаждением, что
является более перспективным.
Составной керамический стержень в случае применения «гибких» керами-
ческих лент также состоит из основного стержня, изготовленного по тради-
ционной технологии, и дополнительного стержня в форме тонкой пластины
с поверхностным рельефом и системой отверстий, эквидистантно огибающей
профиль основного стержня. Основной и дополнительный стержни соедине-
ны клеящей суспензией. Процесс изготовления сложного керамического стер-
жня включает следующие операции:
~ изготовление основного керамического стержня из смеси огнеупорных
порошков (заданного гранулометрического состава) и термопластификатора,
прессование расплавленной стержневой массы и обжиг в засыпке адсорбента
или керамическом драйере;
— прокатка гладкой ленты из смеси огнеупорных порошков (определенно-
го гранулометрического состава) и полимерного связующего (толщина и
ширина ленты зависят от геометрических размеров основного стержня);
- нанесение на поверхность ленты необходимого рельефа методом штам-
повки или прокатки в фигурных валках. Изготовленная таким образом рель-
ефная лента в необожженном состоянии обладает достаточно хорошей гибко-
стью благодаря присутствию в ней полимерного связующего. Минимальный
радиус кривизны при изгибе ленты без появления трещин и надрывов опре-
деляется ее толщиной, плотностью нанесения элементов рельефа, объемным
наполнением огнеупорных порошков и типом полимерного связующего. По-
395
скольку при прокатке площадь контакта валков с поверхностью ленты мала,
то адгезионное сцепление в этом случае незначительно и можно получить
ленту большой длины и ширины без повреждения элементов поверхностного
рельефа;
~	раскрой рельефной ленты на отдельные заготовки необходимой формы
и размеров, которые и используются как гибкие дополнительные стержни;
—	изготовление промежуточной модели на основном стержне;
—	профилирование необожженного дополнительного стержня по контуру
промежуточной модели с обеспечением плотного контакта и соединения эле-
ментов рельефа с криволинейной поверхностью основного стержня. Эта опе-
рация осуществляется в обжимном штампе либо по всей поверхности основ-
ного стержня, либо в определенных местах. Во избежание повреждения вы-
ступающих элементов рельефа при изгибе дополнительного стержня,
предусмотрено изготовление специальных пазов на профильных поверхностях
штампа. Этим достигается постоянство зазора (0,5—0,8 мм) между основным
и дополнительным стержнем, что гарантирует получение необходимой гео-
метрии составного стержня с заданной точностью;
-	удаление промежуточной модели;
—	совместный высокотемпературный обжиг основного и соединенного с
ним дополнительного стержня; в процессе обжига происходит выгорание свя-
зующего, спекание порошковых частиц и превращение заготовки в сложный
единый стержень. При обжиге происходит спекание дополнительного стерж-
ня в местах контакта элементов рельефа с поверхностью основного стержня.
Точное соединение возможно только в том случае, если температурные ко-
эффициенты линейного расширения и усадка обоих элементов составного
стержня близки. Обжиг составного стержня для обеспечения стабильности
размеров следует производить в керамическом драйере.
Для практической отработки технологии получения монокристаллических
лопаток с проникающей системой охлаждения с использованием гибких ке-
рамических пленок была выбрана лопатка первой ступени энергетической
турбины ГТЭ25.
Основной стержень изготавливали по серийной технологии из смеси ог-
неупорных порошков А12О3. Дополнительный стержень изготавливали в две
стадии:
—	прокаткой получали гладкую ленту из смеси порошков А12О3 заданного
гранулометрического состава и полимерного связующего;
—	методом прессования наносили двухсторонний рельеф. В данном случае
элементы рельефа имели вид штырьков высотой 0,9 мм и диаметром 0,8 мм;
толщина ленты 0,7 мм; диаметр отверстий 0,9 мм. Далее вырезали заготовку
размером 50x50 мм.
Отсутствие необходимой оснастки заставило разработчиков осуществить
профилирование и соединение плоской заготовки с основным стержнем вруч-
ную. Склеивание основного стержня и заготовки осуществлено с помощью
клеящей суспензии на основе ЭТС-40. Профилирование проводили только
вокруг входной кромки основного стержня в его верхней части. Далее прово-
дили высокотемпературный обжиг составного стержня при 1300-1350°С. Про-
каленный составной стержень устанавливали в модельную пресс-форму и по
396
стандартной технологии изготавливали восковую модель. Торцы штырьков
полностью очищали от модельной массы. Затем по промышленной техноло-
гии изготавливали керамическую оболочковую форму, которую после прокал-
ки заливали на установке В-1790 жаропрочным сплавом ЖС40. Плавку, за-
ливку и НК жаропрочного сплава проводили по режимам, обеспечивающим
Рис. 7.41. Лопатки с проникающей (транспирационной) системой охлаждения
397
заполнение тонких каналов и получение монокристаллической структуры в
отливке. Из полученной отливки стержень удаляли в бифториде калия по
заводской технологии. Была отлита партия лопаток в количестве 6 шт.
На рис. 7.41 представлены фотографии монокристаллических лопаток с
проникающим охлаждением: авиационная лопатка (я), система охлаждения
которой получена с помощью закладных керамических элементов; лопатка
энергетической турбины (б), полости для охлаждения стенки которой выпол-
нены дополнительными керамическими вставками, изготовленными по тех-
нологии керамических стержней; лопатка ГТУ (в), входная кромка которой
на высоте 50 мм имеет проникающую систему охлаждения, сформированную
«гибким» керамическим стержнем с двухсторонними штырьками (в попереч-
ном сечении этой лопатки (в) на входной кромке хорошо видна дополни-
тельная полость для проникающего охлаждения стенки лопатки). Попереч-
ные разрезы по высоте лопатки показали, что в местах соединения основно-
го стержня с дополнительным заусенцы отсутствуют, нет их и на профиле,
оформленном дополнительным стержнем, что свидетельствует об отсутствии
трещин в керамике. Отмечены колебания толщины стенок лопаток, что свя-
зано с установкой вручную дополнительных стержней.
В настоящее время изготавливается необходимая оснастка (пресс-формы),
которая позволит отлить достаточно крупную партию лопаток с проникаю-
щей системой охлаждения для проведения всесторонних испытаний в составе
реального изделия.
Глава 8
ВЫСОКОГРАДИЕНТНАЯ НАПРАВЛЕННАЯ
КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ - ПЕРСПЕКТИВНАЯ
ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ ЛОПАТОК ГТД
С МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ И
КОМПОЗИЦИОННОЙ СТРУКТУРОЙ'
1.	Экспериментальные исследования по разработке процесса
высокоградиентной направленной кристаллизации лопаток
ГТД
2.	Общие закономерности формирования направленной
структуры при высокоградиентной направленной кристал-
лизации жаропрочных сплавов
3.	Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации
на структуру, структурную стабильность и микропорис-
тость никелевых жаропрочных сплавов
4.	Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации
на структуру, структурную стабильность, пористость и
свойства интерметаллидных жаропрочных сплавов
(на основе Ni3Al)
5.	Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации
на структуру, структурную стабильность, дефекты роста и
свойства эвтектических жаропрочных сплавов
6.	Технология получения лопаток ГТД методом высокогради-
ентной направленной кристаллизации
Развитие авиационного двигателестроения наряду с необходимостью по-
стоянного повышения эксплуатационных свойств жаропрочных сплавов для
рабочих лопаток ГТД требует совершенствования существующих и созда-
ния новых технологий. В настоящее время в России и за рубежом при про-
изводстве таких лопаток широкое применение получил метод направлен-
ной кристаллизации, который позволил значительно повысить свойства ис-
пользуемых жаропрочных сплавов вследствие устранения поперечных
границ зерен. Естественным развитием этой технологии стал способ полу-
чения монокристаллической структуры, позволивший вследствие полного
1 © совместно с канд. техн, наук Ю.А. Бондаренко.
399
устранения границ зерен решить проблему межкристаллитной прочности и
улучшить эксплуатационные характеристики рабочих лопаток ГТД. После-
дующие исследования, направленные на поиск оптимальных параметров
процесса направленной кристаллизации, проведенные в ВИАМ, позволили
установить, что повышение температурного градиента на фронте кристал-
лизации содействует получению более качественной структуры жаропроч-
ного сплава.
Результатам исследований теплофизических условий процесса направ-
ленной кристаллизации, влияния высокого температурного градиента на
структуру и свойства жаропрочных сплавов, а также вопросам создания
специализированного высокоградиентного оборудования и посвящена дан-
ная глава книги.
1. Экспериментальные исследования по разработке процесса
высокоградиентной направленной кристаллизации лопаток ГТД
Для осуществления процесса направленной кристаллизации (НК) лопаток
ГТД из жаропрочных сплавов в промышленности (особенно за рубежом)
широкое применение получил метод Бриджмена—Штокбаргера. По этому
методу НК осуществляется путем перемещения керамической формы с жаро-
прочным сплавом из зоны нагрева в зону охлаждения на медном водоохлаж-
даемом кристаллизаторе [1]. Применяемый метод предполагает отвод тепло-
вого потока в окружающую среду в основном путем радиационного охлажде-
ния (рис. 8.1, а). Однако в начальный момент кристаллизации значительная
часть тепла отводится через водоохлаждаемый кристаллизатор, на котором
стоит керамическая форма. По мере того как закристаллизованная часть ра-
стет, доля тепла, отводимого радиационно, становится определяющей, вслед-
ствие чего температурный градиент на фронте кристаллизации при литье
лопаток по этому методу невысок.
Повысить температурный градиент при направленной кристаллизации ло-
паток ГТД можно путем погружения литейной формы в охлаждающую ванну
с жидким металлом (рис. 8.1, б), к которому предъявляются определенные
требования: низкое давление пара и низкая температура плавления [1]. Плот-
ность теплового потока при отводе тепла от формы в жидкометаллический
охладитель возрастает в 3—4 раза по сравнению с радиационным охлаждени-
ем. В соответствии с законом Фурье в условиях квазистационарного теплово-
го потока температурный градиент на фронте кристаллизации возрастает про-
порционально плотности теплового потока. Управляя скоростью погружения,
можно добиться устойчивого направления теплового потока по осевой к
фронту кристаллизации.
Вследствие того, что лопатки ГТД имеют сложную геометрию, их отлива-
ют из жаропрочных сплавов в керамических формах, получаемых по выплав-
ляемым моделям. Проводилась сравнительная оценка тепловых условий про-
цесса направленной кристаллизации лопаток ГТД при различных методах
литья. Дополнительной целью исследования было изыскание путей повыше-
ния температурного градиента и создание высокоградиентного процесса.
400
a
Рис. 8.1. Направленная кристаллизация лопаток ГТД (схема) традиционным методом Брид-
жмена (а) и с жидкометаллическим охладителем (б):
1 - нагреватель; 2 - керамическая форма; 3 - жидкий расплав; 4 — фронт кристал-
лизации; 5 — твердый сплав; 6 — кристаллизатор; 7 — жидкометаллический охладитель;
—>, —> — подвод и отвод тепла соответственно
Комплекс исследований проводился на специализированных печах для
направленной кристаллизации различных конструкций, спроектированных и
изготовленных в ВИАМ: УВНЭС-1, УВНЭС-2, УВНЭС-3, УВНЭС-4. Все
печи имели сходные размеры теплового узла (графитовые нагреватели высо-
той 350—400 мм и диам. 110—130 мм), рассчитанного на проведение одновре-
менной кристаллизации нескольких лопаток (или образцов) в керамическом
блоке форм (1—2 детали или 2—4 образца^. Медный водоохлаждаемый крис-
таллизатор изготовлялся диам. 90—100 мм. Все эксперименты проводили при
скоростях кристаллизации R = 1—5 мм/мин и температуре в пространстве
печи 1550—1600°С. Тепловые условия процесса НК оценивали с помощью
вольфрам-рениевых термопар ВР-5/20, размещенных на поверхности керами-
ческой формы. Оценку градиента температур осуществляли графическим диф-
ференцированием при температурах, соответствующих ликвидусу TL жаро-
прочного сплава. Характерные кривые распределения температуры по высоте
теплового узла печей для направленной кристаллизации при различных спо-
собах охлаждения приведены на рис. 8.2.
Тепловой узел печи УВНЭС-1 с медным кристаллизатором соответствует
методу НК Бриджмена-Штокбаргера. Керамическую форму помещали в печь
подогрева на медном водоохлаждаемом кристаллизаторе. После расплавления
жаропрочного сплава непосредственно в керамической форме ее перемещали
с заданной скоростью из зоны нагрева в зону охлаждения. За счет отвода
тепла от формы (радиационно) осуществлялся процесс НК, который прово-
дили в вакууме 5- 10“3—10“3 мм рт.ст. Полученные в результате кривые рас-
пределения температуры по высоте теплового узла печи (см. рис. 8.2, кри-
401
Рис. 8.2. Характерные кривые распределе-
ния температуры по высоте теплового узла
печей для направленной кристаллизации:
1—4— кривые, соответствующие темпера-
турным градиентам G при проведении
процесса в печах УВНЭС-1 (G = 30°С/см),
УВНЭС-2 (G = 50°С/см), УВНЭС-2М
(G = 60°С/см) и УВНЭС-3 (G = 200°С/см)
соответственно; Z — высота печи;
-------положение фронта кристаллизации;
м — положение нагревателя
вая 7) непосредственно в процессе НК позволили оценить температурный
градиент на фронте кристаллизации. Условия НК керамических форм в печи
УВНЭС-1 обеспечивали значения температурного градиента на поверхности
формы в пределах G = 30—40°С/см, при этом фронт кристаллизации обычно
находился ниже нагревателя на 35—40 мм.
Для повышения температурного градиента на фронте кристаллизации
путем повышения интенсивности отвода тепла на усовершенствованной мо-
дификации печи УВНЭС-2 ниже нагревателя было установлено водоохлаж-
даемое кольцо, выполняющее роль теплового экрана и дополнительного
бокового холодильника. Жаропрочный сплав предварительно расплавляли
в плавильном индукционном тигле и сливали в керамическую форму. Кри-
вые распределения температуры по высоте теплового узла печи показали
(см. рис. 8.2, кривая 2), что температурный градиент на фронте кристалли-
зации несколько увеличился (по сравнению с процессом в печи УВНЭС-1)
и составил G « 50°С/см. При этом положение фронта кристаллизации обыч-
но фиксировали на ~30 мм ниже нагревателя — на уровне кольцевого холо-
дильника.
При использовании бокового холодильника с размерами, по высоте близ-
кими к размерам керамической формы, на печи УВНЭС-2М в атмосфере
инертного газа (аргона) с давлением в камере печи Р = 0,1—0,5 ат удалось
получить более высокие значения температурного градиента на фронте кри-
сталлизации G = 60°С/см (см. рис. 8.2, кривая 5). При этом положение фрон-
та кристаллизации фиксировали обычно на ~ 20 мм ниже нагревателя, на
уровне бокового холодильника.
Проведенные экспериментальные исследования тепловых условий НК жа-
ропрочных сплавов в керамических формах применительно к условиям полу-
чения лопаток ГТД показали, что метод Бриджмена—Штокбаргера (радиаци-
онное охлаждение) даже при небольших размерах водоохлаждаемого кристал-
лизатора (диам. ~ 100 мм) обеспечивает невысокие значения температурного
градиента на фронте кристаллизации (G = 30—40°С/см). Дополнительное эк-
ранирование нижнего среза нагревателя при помощи водоохлаждаемого коль-
402
ца (бокового холодильника), а также некоторое повышение интенсивности
отвода тепла за счет использования инертного газа обеспечило некоторое по-
вышение температурного градиента до G = 50—60°С/см.
Дальнейшие эксперименты с целью повышения температурного градиента
на фронте кристаллизации проводили при отливке в печи с жидкометалли-
ческим охладителем УВНЭС-3. В качестве жидкометаллического охладителя
было выбрано олово. Основным критерием являлась его низкая температура
плавления (232°С), доступность и небольшая цена (по сравнению с Ga, In и
др.), высокие температура кипения (2267°С) и температура испарения в ваку-
уме (> 1000°С), достаточная инертность к материалам керамической формы и
корпуса ванны (можно использовать нержавеющую сталь). Ванну с жидкоме-
таллическим охладителем (расплавом олова) устанавливали ниже печи подо-
грева форм, а процесс НК осуществляли путем перемещения формы с жид-
ким металлом (с заданной скоростью) из зоны нагрева в зону охлаждения
(погружение ее в жидкометаллический охладитель). Термопары, установлен-
ные на поверхности формы (ВР-5/20), позволяли определить значения тем-
пературного градиента на фронте кристаллизации (G = 70—80°С/см). При
этом фронт кристаллизации фиксировали на уровне нижнего среза нагрева-
теля (выше уровня жидкометаллического охладителя), а температура в ванне
с расплавом олова (первоначальная конструкция ванны не имела системы
охлаждения) повышалась более чем на 500°С, что свидетельствовало о боль-
шом потоке тепла через нижний срез нагревателя.
Для повышения температурного градиента на фронте кристаллизации пу-
тем создания резкого перепада температур между зонами нагрева и охлажде-
ния были проведены многочисленные эксперименты по использованию теп-
ловых экранов, установленных между нагревателем печи подогрева форм и
поверхностью ванны с жидкометаллическим охладителем. В качестве мате-
риала теплового экрана были последовательно опробованы листы тугоплав-
ких металлов (вольфрам, молибден и др.), пластины высокоогнеупорной ке-
рамики (на основе А12О3), пластины материала на основе графита (или на
основе волокон углерода), А12О3 и SiO2. Наиболее технологически приемле-
мым оказался тепловой экран, выполненный из чередующихся пластин гра-
фита и графитового войлока (из волокон углерода). Для уменьшения темпе-
ратуры жидкометаллического охладителя (расплава олова) в конструкции
ванны было предусмотрено дополнительное охлаждение. Эксперименты с
тепловыми экранами позволили повысить температурный градиент на фрон-
те кристаллизации до G = 120°С/см. Положение фронта кристаллизации при
использовании тепловых экранов фиксировали на ~10 мм выше нижнего
края нагревателя.
Детальное исследование характера распределения температуры по высоте
нагревателя показало, что максимальная температура соответствовала центру
нагревателя, а ближе к краям нагревателя отмечалось ее снижение. Примене-
ние теплового экрана несколько выравнивает тепловое поле, однако разница
в температурах в центре нагревателя и на высоте ~30 мм от его нижнего
края остается существенной (более 200°С). Это очень важно, так как именно
температура перед фронтом кристаллизации во многом и определяет, значе-
ния температурного градиента. Эксперименты по повышению температуры в
403
пространстве печи (рабочей температуры формы до 1700°С) обеспечили повы-
шение температурного градиента на фронте кристаллизации (до G = 150°С/см),
однако при этом отмечали значительное физико-химическое взаимодействие
материала керамики формы с расплавом жаропрочного сплава, а также раз-
рушение керамических форм, изготовленных по существующей в промыш-
ленности технологии.
Для повышения температуры в нижней части печи подогрева форм в мо-
дернизированной печи УВНЭС-ЗМ был дополнительно установлен нижний
нагреватель. Экспериментальные плавки показали, что конструкция печи с
двухзонным нагревателем и тепловыми экранами обеспечивала повышение
температуры перед фронтом кристаллизации и, как следствие, повышение
температурного градиента на фронте кристаллизации до G » 150°С/см при
рабочих температурах на поверхности формы ~ 1600°С. Повышение рабочих
температур до 1700°С (температура формы) удалось обеспечить путем при-
менения специально разработанной бескремнеземной керамики (не содержа-
щей в качестве связующего SiO2). При использовании данной керамики в
качестве материала формы и повышении рабочих температур до ~1700°С, в
печи УВНЭС-ЗМ удалось достичь температурных градиентов на фронте кри-
сталлизации G > 200°С/см (см. рис. 8.2, кривая 4).
Исследования особенностей формирования композиционной структуры в
эвтектических жаропрочных сплавах, весьма чувствительных к условиям НК,
позволили экспериментально оценить связь ряда параметров процесса с ве-
личиной температурного градиента на фронте кристаллизации. Так, рост тол-
щины керамической формы, изготовленной по промышленной технологии из
электрокорунда и кремнийорганического связующего, существенно уменьша-
ет величину температурного градиента (рис. 8.3, а). Рост температуры формы
(температуры в печи подогрева форм) повышает температурный градиент (рис.
8.3, б). Повышение температуры жидкометаллического охладителя снижает
температурный градиент на фронте кристаллизации (рис. 8.3, в).
Следует уточнить, что все результаты при исследовании температурного
градиента были получены с помощью термопар, установленных на внешней
поверхности керамических форм. Термопары, установленные внутри отливок,
фиксировали меньшие значения температурного градиента на фронте крис-
Рис. 8.3. Зависимость температурного градиента G:
а - от толщины формы (при температуре формы Т$ ® 1600°С); б - от температуры формы
(при толщине формы Аф « 8 мм); в — от температуры жидкометаллического охладителя
(при Тф « 1600°С, Аф « 8 мм)
404
таллизации. Разница в полученных значениях связана с низкой теплопровод-
ностью керамики формы и зависит как от толщины, так и от особенностей
конструкции керамической формы.
Исследования убедительно показали (см. рис. 8.2), что метод НК с ис-
пользованием жидкометаллического охладителя обеспечивает при литье лопа-
ток ГТД в керамических формах значительно большие температурные гради-
енты на фронте кристаллизации по сравнению с традиционным методом
Бриджмена с радиационным охлаждением. Результаты исследований позволи-
ли определить направления работ по повышению температурного градиента
на фронте кристаллизации: уменьшение температуры охладителя; повышение
рабочей температуры печи подогрева форм; использование эффективных эк-
ранов, отделяющих зону нагрева от зоны охлаждения; увеличение теплопро-
водности керамических форм.
В связи с тем, что реальные конструкции лопаток ГТД имеют сложную
геометрию и переменные сечения, были проведены работы по оценке взаи-
мосвязи рабочей температуры, а также особенностей конструкции тепловых
экранов со значениями температурного градиента на
фронте кристаллизации.
Для получения сопоставимых данных был использован
специально разработанный образец переменного сечения,
моделирующий лопатку ГТД, общей длиной I = 150 мм
(рис. 8.4). Для детальной оценки тепловых условий про-
цесса НК внутри образца были установлены термопары
(ВР-5/20) как в тонком, так и толстом его сечении, а
также на поверхности формы. Оценку значений темпе-
ратурных градиентов проводили по принятой методике.
Все эксперименты проводили в вакууме (5 • 10'3—10'3
мм рт.ст.) на модульной высокоградиентной печи УВ-
НЭС-4, имеющей двухзонный нагреватель (диам. 130 мм
и общей высотой 400 мм), ванну с жидкометалличес-
ким охладителем (расплавом олова), оснащенную систе-
мой регулирования температуры. На печах типа УВНЭС
в качестве основных материалов для экранов (как наи-
более термостойких, инертных , и доступных) использо-
вали графит и графитовый войлок. Для исследований
были выбраны три варианта конструкции теплового эк-
рана:
—	плавающий, представляющий собой слой частиц из
графитового войлока (~ 10x10x5 мм), размещенных на
поверхности жидкометаллического охладителя (расплава
олова);
—	жесткий, изготовленный в виде плиты из череду-
ющихся пластин графита и графитового войлока с цен-
тральным отверстием, соответствующим максимальному
сечению формы;
—	комбинированный, сочетающий в себе конструк-
ции жесткого и плавающего экранов.
Рис. 8.4. Образец пе-
ременного сечения,
моделирующий ло-
патку ГТД
405
Дополнительно была проведена оценка тепловых условий НК с жидкометал-
лическим охладителем, но без экрана, а также на этой же печи (УВНЭС-4), но
без жидкометаллического охладителя - с охлаждением формы за счет излучения
тепла (т.е. радиационно).
Большинство экспериментов проводили при рабочих температурах 1700 и
1600°С. Обобщенные результаты значений температурных градиентов на фронте
кристаллизации, полученных на печи УВНЭС-4, приведены в табл. 8.1.
Результаты экспериментов подтвердили ранее сделанный вывод о том, что
повышение рабочих температур процесса НК способствует получению более
высоких значений температурного градиента на фронте кристаллизации. Мак-
симальные значения температурного градиента при получении детали типа
лопатка ГТД были получены при использовании комбинированного экрана.
При этом и в толстом сечении (замок лопатки ГТД) реализуется высокий
температурный градиент, что также подтвердили последующие металлографи-
ческие исследования структуры лопаток. На конструкцию комбинированного
теплового экрана (исследования на печах типа УВНЭС) получен патент (па-
тент РФ № 140175 от 17.03.86).
Следует отметить, что комбинированный экран обеспечивает получение
высокого температурного градиента и при более низких рабочих температу-
рах процесса НК.
Эксперименты, проводимые с образцом, моделирующим лопатку, показа-
ли, что термопары, установленные на поверхности керамической формы,
фиксируют приблизительно в два раза большие температурные градиенты,
чем внутри отливки. Это объясняется низкой теплопроводностью материала
керамических форм. Исследования (одинаковые образцы) на одной и той
же печи для НК еще раз убедительно подтвердили перспективность приме-
нения метода с жидкометаллическим охладителем (оловом) для повышения
температурного градиента (в 3—4 раза по сравнению с использованием тра-
диционного метода с радиационным охлаждением). Применение же метода
жидкометаллического охлаждения с использованием эффективных комбини-
Та блица 8.1. Температурный градиент на фронте кристаллизации в зависимости от конст-
рукции теплового узла печи и условий НК
Конструкция теплового узла при НК	Температура в печи подогрева форм, °C	Температурный градиент G , °С/см		
		в тонком сечении (перо лопатки)	в толстом сечении (замок лопатки)	на поверхности формы
С комбинированным	1600	100	80	160-180
экраном	1700	120-150	100	220-250
С жестким экраном	1600	70-80	60	120-140
	1700	100-110	80-90	190
С плавающим	1600	70-80	60	120-140
дискретным экраном	1700	100-120	70	190
Без экрана	1600	40-50	30-40	80
Без жидкометаллического	1600	15	10	30
охладителя	1700	20	15	40
406
рованных тепловых экранов (патент РФ № 140175 от 17.03.86) позволяет еще
более увеличить градиент (в 8—10 раз).
Полученные результаты, позволили разработать метод высокоградиентной
НК жаропрочных сплавов, на который был получен патент (патент РФ
№ 1833581 от 05.06.91), а также создать образец модульной высокоградиен-
тной печи [2] направленной кристаллизации лопаток ГТД из жаропрочных
сплавов УВНЭС-4, по своим характеристикам не имеющей аналогов в мире.
2. Общие закономерности формирования направленной структуры
при высокоградиентной направленной кристаллизации
жаропрочных сплавов
При направленной кристаллизации литейных никелевых жаропрочных
сплавов обычно формируется дендритно-ячеистая структура, образованная
ветвями дендритов, развившихся от зародышей или центров кристаллизации.
Растущие дендриты (рис. 8.5) пронизывают отливку ветвями различных по-
рядков (от первого до третьего), при этом ветви дендритов в никелевых жа-
ропрочных сплавах всегда растут вдоль кристаллографических направлений
<001 >, а наиболее развитые оси первого порядка формируются в направле-
нии максимального температурного градиента на фронте роста. Данная осо-
бенность дендритного роста определяется гранецентрированной кубической
решеткой (ГЦК) неупорядоченного никелевого у-твердого раствора жаропроч-
ного сплава. При этом ось дендрита совпадает с направлением ребра куба,
являющегося осью пирамиды, образованной четырьмя плотноупакованными
плоскостями {111}.
Для промышленных жаропрочных сплавов характерно многокомпонентное
легирование: алюминием, титаном, хромом, кобальтом, молибденом, вольф-
рамом, ниобием, гафнием, углеродом, другими элементами; как правило, они
имеют достаточно большой интервал кристаллизации (40—80°С)
ДГ= TL - Ts ,	(8Л)
где ДГ — интервал кристаллизации; TL - температура ликвидус сплава; Ts —
температура солидус сплава.
Поэтому при НК перед фронтом роста существует жидкотвердая область,
в которой формируются растущие дендриты; размер этой зоны зависит как
от интервала кристаллизации жаропрочного сплава, так и от температурного
градиента на фронте кристаллизации
ДГ
L = ёГ ’	(8-2)
где L — высота жидкотвердой области; GL — температурный градиент на
фронте кристаллизации.
Количественные характеристики дендритной структуры - расстояние X
между осями первого или второго порядка — связаны со скоростью охлажде-
ния расплава на фронте кристаллизации. Наиболее полно результаты теоре-
407
Рис. 8.5. Схематическое изображе-
ние дендрита
вильность полученной ранее [4]
ее графически (рис. 8.6):
тического анализа формирования дендрит-
ной структуры [5] отражаются уравнением:
X = aG^R-1/4 ,	(8.3)
где X — междендритное расстояние; а —
коэффициент, пропорциональный интерва-
лу кристаллизации; R — скорость переме-
щения фронта кристаллизации.
Экспериментальные исследования по
высокоградиентной НК интерметаллидных
сплавов типа ВКНА и жаропрочных спла-
вов Rene N5 и CMSX-4 подтвердили пра-
зависимости (8.3) и позволили представить
X = 620(Gi7?)-1/3 ,
(8.4)
что соответствует результатам теоретического анализа формирования дендрит-
ной структуры.
Рост дендритов при НК сложнолегированных жаропрочных сплавов сопро-
вождается дендритной ликвацией, которую можно выразить в виде коэффи-
циента распределения
как отношение концентрации примеси в твердой фазе Cs к ее концентрации
в жидкой фазе CL. При этом легирующие элементы с коэффициентом рас-
пределения KQ < 1 концентрируются в межосном пространстве (алюминий,
титан, ниобий, тантал) (рис. 8.7, а), а легирующие элементы с коэффициен-
том распределения KQ > 1 (вольфрам, рений) — преимущественно в осях ден-
дритов (рис. 8.7, б).
Условия дендритной кристаллизации с учетом концентрационного переох-
лаждения в жидкости на фронте кристаллизации [5] могут быть представле-
ны в виде уравнения
GL = тС0 (1-70
R 1 D KQ J ’
(8.5)
где т — наклон линии ликвидуса; Со — исходная концентрация легирующего
элемента; D - коэффициент диффузии легирующего элемента в жидкости.
Особенности формирования структуры жаропрочного сплава в зависимо-
сти от температурного градиента на фронте кристаллизации помогает объяс-
нить гипотетическая схема диаграммы состояния жаропрочных сплавов (рис.
8.8), а также схема фронта кристаллизации в условиях дендритного роста
(рис. 8.9).
408
Рис. 8.6. Зависимость междендритного
расстояния X от скорости охлаждения
жаропрочных сплавов (эксперимен-
тальные данные):
о - ВКНА; х - ЖС26У; о - Rene N5;
а - CMSX-4
Рис. 8.7. Фрагмент диаграммы состояния компонентов А—В (Со — исходная концентрация,
Ко — коэффициент распределения легирующего элемента) при Ко < 1 (а) и Ко > 1 (6)
Рис. 8.9. Схема фронта кристаллизации в условиях дендритного роста при НК:
а — G = 20°С/см; б — G = 200°С/см
409
На схеме диаграммы состояния видно (см. рис. 8.8), что процесс кристал-
лизации осуществляется в интервале температур TL (ликвидус) и Ts (солидус)
жаропрочных сплавов. Из-за того что современные промышленные сплавы
имеют сложное многокомпонентное легирование, а также вследствие их не-
равновесной кристаллизации в структуре сплава присутствуют выделения ча-
стиц у/у'-эвтектики. В сплавах, содержащих углерод, присутствует более слож-
ная, тройная эвтектика (у + у' + МеС). Некоторые композиции жаропрочных
сплавов имеют близкие значения Ts (солидус), Тпр (температура полного
растворения у'-фазы), Тэвт (температура плавления эвтектики), что существен-
но затрудняет проведение термической обработки, сужая так называемое
«окно термообработки».
При невысоком температурном градиенте (например, на медном водоох-
лаждаемом кристаллизаторе; метод Бриджмена, G = 20° С/см) размер жидко-
твердой области может достигать десятков миллиметров (рис. 8.9, а), что
обеспечивает формирование крупнодендритной структуры (X = 400—800 мкм)
с развитыми осями второго порядка (рис. 8.10, а). При этом растущие ветви
дендритов оттесняют атомы легирующих элементов с коэффициентом распре-
деления Ко < 1 в междендритное пространство, где в последнюю очередь (в
условиях неравновесной кристаллизации) может затвердевать эвтектика, со-
стоящая из крупных частиц. При более низком градиенте на фронте крис-
таллизации (G < 10° С/см) и малых скоростях кристаллизации избыточная
эвтектика может образовывать на поверхности отливки «струйчатую полосча-
тость» в виде цепочек равноосных зерен (freckles), ориентированных в на-
правлении роста (рис. 8.11) и содержащих в структуре избыточные выделе-
ния эвтектических фаз, а также междендритные поры.
При высоком температурном градиенте на фронте кристаллизации (НК с
жидкометаллическим охладителем при G « 200°С/см) размер жидкотвердой об-
ласти (рис. 8.10, б) существенно уменьшается, что содействует формированию
Рис. 8.10, Характерная структура (хЮО) жаропрочного сплава ЖС32 в зависимости от тем-
пературного градиента на фронте кристаллизации:
а — G = 20°С/см; б — G — 200°С/см
Рис. 8.11. Избыточные выделения эвтектической фазы (freckles) в виде цепочек равноосных
зерен на поверхности литой лопатки ГТД:
а — «струйчатая полосчатость»; б — микроструктура (хЮО) отливки с такими выделениями
регулярной тонкодендритной структуры (X = 100—180 мкм) с равномерно рас-
пределенными, значительно меньшими по размеру выделениями частиц эв-
тектических фаз (см. рис. 8.10, б).
При НК с невысоким температурным градиентом, когда размер жидко-
твердой зоны достаточно велик, из-за перекрытия дендритных каналов осями
второго порядка течение расплава к основанию дендритов затруднено. Вслед-
ствие различных молярных объемов жидкой и твердой фаз, преимущественно
эвтектических, кристаллизующихся в последнюю очередь (в основании денд-
ритов), образуются междендритные поры. Механизм их образования во мно-
гом связан с усадкой — меньшим объемом твердых фаз по сравнению с
жидкостью.
При высокоградиентной НК высота жидкотвердой области заметно умень-
шается, что облегчает подпитку расплавом оснований дендритов. В этом слу-
чае существенно уменьшается дендритная ликвация и размер выделений эв-
тектических фаз; все это содействует уменьшению количества и размера меж-
дендритных пор.
Использование модели течения расплава в междендритных каналах позво-
лило вывести параметр ДР* [6], характеризующий сопротивление, которое
создается в жидкотвердой зоне потоку расплава, компенсирующего объемную
усадку в процессе НК:
ДР* =
24ц.ри?3 (АТУd/И
PLg
(8.6)
где ц — вязкость расплава; р — коэффициент объемной усадки, р = (р5 —
pz)/pz: Ps ~ плотность твердого сплава; р£ — плотность расплава; п — плот-
411
ность дендритных каналов, проводящих расплав; q — коэффициент, связан-
ный со структурой дендритов; g — ускорение силы тяжести; dfs /dt — сред-
няя скорость кристаллизации.
Рост параметра ДР* приводит к ухудшению подпитки расплавом в жидко-
твердой зоне и, соответственно, увеличению объемной доли пор. Из уравне-
ния (8.6) следует, что уменьшению порообразования способствуют малый
интервал кристаллизации, низкая плотность дендритов и их «ветвистость»,
высокая плотность расплава, высокая жидкотекучесть, а также высокий тем-
пературный градиент и низкая скорость кристаллизации.
Таким образом,
К_ = f
п J
(, ЬТ R\
I Gl J
(8.7)
где Кп — объемная доля микропористости; к — коэффициент, связанный со
свойствами сплава.
Количественные результаты экспериментальных исследований зависимос-
ти микропористости от условий НК жаропрочных сплавов будут рассмотрены
ниже.
Главной особенностью жаропрочных интерметаллидных сплавов типа
ВКНА (на основе интерметаллида Ni3Al [7]), а также известных зарубежных
сплавов типа YC-396M [8] является существенно большее содержание алю-
миния [8—10,5% (масс.)], чем в промышленных литейных никелевых жаро-
прочных сплавах [3,4—6,2% (масс.)]. Большее количество алюминия обеспе-
чивает присутствие в этих сплавах до 86—98% (масс.) общего количества
фазы Ni3Al (/-первичной + /-эвтектической
Рис. 8.12. Диаграмма состояния Ni — Al (I — область
составов сплавов типа ВКНА)
+ /-вторичной). В промыш-
ленных литейных жаро-
прочных сплавах общее ко-
личество фазы Ni3Al (/-эв-
тектической + у'-вторичной)
доходит до 63% (масс.).
Механизм формирования
структуры сплавов типа
ВКНА помогает объяснить
диаграмма состояния Ni—Al
(рис. 8.12) [9]. При направ-
ленной кристаллизации
сплава согласно схеме денд-
ритного роста (см. рис. 8.9)
в жидкотвердой области
(L + у) формируется денд-
ритная структура. В услови-
ях высокоградиентной на-
правленной кристаллизации
при уменьшении высоты
жидкотвердой зоны (см.
рис. 8.9, б) формируется тон-
412
кодендритная структура с меньшими по размеру первичными выделениями
у'-фазы (рис. 8.13, а, б). Судя по структуре, значения температурного гради-
ента на фронте кристаллизации влияют и на размер частиц у и у' внутри
растущих дендритов, уменьшая размер ячеек «сетки» у + у' в теле дендрита
(см. рис. 8.13, а, б).
Важной областью применения процесса высокоградиентной НК является
получение композиционной структуры в жаропрочных эвтектических сплавах.
В большинстве случаев для получения лопаток ГТД рекомендуются много-
компонентные жаропрочные эвтектики на основе никеля или кобальта, леги-
рованные хромом, алюминием, ниобием, танталом, вольфрамом, углеродом и
другими элементами, что обеспечивает наряду с высокой жаропрочностью до-
статочный уровень жаростойкости и других служебных характеристик.
Формирование композиционной структуры в подобных сплавах возможно
лишь в условиях плоского фронта роста, обеспечивающего одновременный
парный рост эвтектических фаз, который по аналогии с критерием концент-
рационного переохлаждения для однофазных сплавов [1] можно представить
в виде уравнения
R D
(8.8)
Хотя в приведенном выражении не учитывается теплота кристаллизации,
а также тепловые потоки в твердой и жидких фазах, и основан этот крите-
рий лишь на анализе концентрационного переохлаждения перед фронтом
кристаллизации, тем не менее многие экспериментальные данные согласуют-
ся с ним.
Для каждого сплава существуют определенные критические значения G/R;
при более высоких значениях возможен стабильный плоский фронт, а при
Рис. 8.13. Микроструктура (хЮО) интерметаллидного жаропрочного сплава ВКНА-1В,
полученного при НК со скоростью ^кр= 4 мм/мин и температурном градиенте G на
фронте кристаллизации 20 (а) и 200°С/см (6)
413
более низких — фронт превращается в ячеистый и формируется структура
дендритных ячеек.
Критические значения G/R некоторых жаропрочных сплавов [10], при
которых формируется композиционная структуру, имеют значительную вели-
чину:
G/R, К • ч/см2
G/R, К-ч/см2
Ni/Ni3Al - Ni3Nb........150
NiTaC-13............100
Ni/Ni3Al — Mo..........50
CoTaC-74 ...........70
Тем не менее для получения направленной дендритной структуры в нике-
левом промышленном жаропрочном сплаве типа MAR—М200 достаточно
G/R « 0,9 - 1,8 К-ч/см2 [11].
Из сказанного можно сделать вывод, что основным условием, обеспечива-
ющим формирование композиционной структуры, является высокий темпе-
ратурный градиент на фронте кристаллизации, минимальное присутствие при-
месей (так как примеси увеличивают интервал кристаллизации) и малая ско-
рость кристаллизации.
Особенности формирования структуры многокомпонентного эвтектическо-
го сплава (на примере никелевого жаропрочного эвтектического сплава с
упрочнением карбидом ниобия) в зависимости от температурного градиента
на фронте кристаллизации помогает объяснить гипотетическая схема поли-
термического сечения (рис. 8.14).
Как видно на схеме, многокомпонентный сплав имеет интервал кристал-
лизации, соответствующий трехфазной области (L + у + NbC). Формирова-
ние композиционной структуры возможно в условиях совместного (парного)
роста эвтектических фаз, для чего необходимо подавить концентрационное
переохлаждение ведущей фазы (в данном случае — карбида ниобия). Это
возможно путем повышения температурного градиента на фронте кристал-
лизации, что соответственно уменьшает размер (высоту) жидкотвердой зоны
перед фронтом роста (рис. 8.15, а). При этом формируется композиционная
структура (см. рис. 8.15, а). Понижение температурного градиента приводит
к уменьшению отношения G/R
ниже критического, фронт
кристаллизации из плоского
трансформируется в ячеисто-
дендритный (рис. 8.15,0. При
этом нарушаются условия со-
вместного (парного) роста эв-
тектических фаз. В увеличив-
шейся по размеру жидкотвер-
дой области перед фронтом
кристаллизации формируется
смешанная структура, в кото-
рой наряду с волокнами при-
сутствуют дендритные ветви ве-
дущей фазы — карбида ниобия
Рис. 8.14. Гипотетическая диаграмма состояния
многокомпонентного сплава системы Ni—NbC
(схема политермического сечения)
414
(см. рис. 8.15, б). При значительном понижении температурного градиента
размер жидкотвердой области перед фронтом кристаллизации достаточно
велик (см. рис. 8.15, в) и формируется структура, полностью состоящая из
дендритных колоний карбидной фазы.
Исследования, проведенные на ряде эвтектических композиций при усло-
вии плоского фронта роста и формирования композиционной структуры,
позволили вывести уравнение, связывающее ширину пластин в эвтектичес-
ком композите X со скоростью роста [1]:
X = А л~°’5 ,
(8.9)
где А - константа.
Для заданной скорости кристаллизации ширина пластин вп эвтектическом
композите определяется совокупностью факторов: с одной стороны, присут-
ствует стремление системы уменьшить пути диффузионного распределения
атомов при формировании композита, а с другой — уменьшить протяжен-
ность межфазной границы.
Рис. 8.15. Схема фронта кристаллизации эвтектического сплава при НК с различным тем-
пературным градиентом G, °С/см: 150 (а), 100 (б) и 50 (в)
415
Это уравнение нашло подтверждение при НК многокомпонентного жа-
ропрочного эвтектического сплава с упрочнением карбидом ниобия. В ус-
ловиях плоского фронта роста сечение волокон карбида ниобия при изме-
нении скорости кристаллизации R от 6 до 12 мм/ч изменялось от 1,1 до
0,8 мкм.
Главной общей закономерностью формирования структуры при НК явля-
ется осуществление процесса непосредственно на фронте роста в жидкотвер-
дой зоне, имеющей определенную протяженность по высоте. Эта высота в
значительной степени зависит от температурного градиента. От величины
температурного градиента зависит и характер геометрии фронта кристаллиза-
ции (он может меняться от дендритно-ячеистого до плоского), что сказыва-
ется как на размере структурных составляющих сплава, так и на общем ха-
рактере структуры.
3. Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации
на структуру, структурную стабильность и микропористость
никелевых жаропрочных сплавов
Разработка процесса высокоградиентной НК и создание специализирован-
ного оборудования (печи УВНЭС-3, УВНЭС-4) позволили приступить к де-
тальному исследованию влияния температурного градиента на структуру и
свойства жаропрочных сплавов. Экспериментальные плавки в условиях вы-
сокого температурного градиента, как правило, проводили при температурах
~1700°С, что на ~100°С выше, чем при НК по промышленной технологии.
Поэтому в большинстве случаев использовали бескремнеземные керамичес-
кие формы, изготовленные на основе органического связующего (не содер-
жащего SiO2) и наполнителя из оксида алюминия (А12О3) различного грану-
лометрического состава. В качестве объектов для исследования были исполь-
зованы как российские промышленные литейные жаропрочные сплавы
(ЖС26, ЖС32), так и зарубежные сплавы (CMSX-4, Rene N5) [12].
Металлографические исследования, проведенные на образцах различных
промышленных жаропрочных сплавов, показали, что повышение температур-
ного градиента на фронте кристаллизации (G > 200°С/см) содействует фор-
мированию тонкодендритной структуры (рис. 8.16, а, в) с междендритными
расстояниями X = 100—180 мкм. При НК по технологии, применяемой в
настоящее время в промышленности, междендритное расстояние значитель-
но больше: X > 350 мкм (рис. 8.16, б, г). Как показано на примере сплава
типа Rene N5 (рис. 8.17), обычно наряду с уменьшением дендритных со-
ставляющих сплава наблюдается существенное уменьшение размера выделе-
ний у/у'-эвтектики, а также частиц упрочняющей у'-фазы (табл. 8.2).
В жаропрочных сплавах, содержащих обычно 0,11—0,14% (масс.) углеро-
да, таких, как ЖС26, ЖС32, при высокоградиентной направленной кристал-
лизации, как правило, возможно уменьшение в несколько раз области выде-
лений карбидных фаз, имеющих морфологию «иероглифов».
Металлографические исследования, проведенные на электронном мик-
роскопе, подтвердили ранее сделанный вывод о взаимосвязи пористости в
416
Таблица 8,2. Размеры структурных составляющих сплава типа Rene N5 в зависимости от
условий НК
Температурный градиент G, ° С/см	Скорость кристаллизации R, мм/мин	Размеры структурных составляющих, мкм		
		междендритное расстояние А,, мкм	средний размер частиц	
			эвтектики г/г'	вторичной у'-фазы
40	5	350-400	50	1,0
200	2,5	150	20	0,4
200	5	120	12	о,з
200	10	100	10	0,25
200	20	90	8	0,2
Рис. 8.16. Микроструктура (х100) сплава ЖС26, полученного при различных температур-
ных градиентах G на фронте кристаллизации. Шлифы выполнены поперек (я, б) и вдоль
направления кристаллизации (в, г):
а, в — G — 200°С/см (А, = 100 мкм); б, г — G = 30°С/см (А, = 350 мкм)
14— 1051
417
I
жаропрочных сплавах с температурным градиентом на фронте кристалли-
зации. Количественные зависимости объемной доли и размера микропор
от условий НК жаропрочных сплавов CMSX-4 и ЖС32 (безуглеродистые
сплавы) приведены в табл.8.3 и на рис. 8.18. Детальное изучение микрострук-
туры жаропрочных сплавов CMSX-4 и ЖС32, проведенное на продольных и
поперечных шлифах, показало, что поры формируются в виде микро-
несплошностей на границах эвтектических выделений и твердого раствора, а
также на стенках осей второго порядка соседних дендритов.
Последующая высокотемпературная термообработка жаропрочных спла-
вов существенно увеличивает как объемную долю, так и размер пор (см.
табл. 8.3 и рис. 8.18). Это связано как с растворением неравновесной эв-
тектической фазы, так и с коагуляцией имеющихся пор. Увеличение раз-
мера уже имеющихся усадочных пор объясняется также нескомпенсирован-
ностью встречных диффузионных потоков (эффект Киркендала) легирую-
щих элементов сплава в процессе высокотемпературной гомогенизации.
418
п
Рис. 8.17. Структура (I - xlOO; II - х5000) жаропрочного сплава типа Rene N5, получен-
ного (печь УВНЭС-4) при различном температурном градиенте (а — G = 20°С/см, метод
Бриджмена; б, в, г — G = 200°С/см, высокоградиентная кристаллизация) и различной ско-
рости кристаллизации R, мм/мин: а, в — 5; б — 20; г — 2,5
Результаты исследований показывают, что высокоградиентная НК сущест-
венно (в несколько раз) уменьшает размер пор и общий объем микропо-
ристости.
Как показано ранее, формирование дендритной структуры при НК жаро-
прочных сплавов сопровождается дендритной ликвацией. Исследование со-
става различных структурных составляющих жаропрочного сплава, проведен-
ное с помощью микрорентгеноспектрального анализа, позволило качествен-
но оценить характер дендритной ликвации в зависимости от условий НК.
14*
419
Таблица 8.3, Зависимость объемной доли и размера микропор от условий НК
Сплав	Т емпературный градиент G, ° С/см	Скорость кристаллизации R, мм/мин	Междендритное расстояние X, мкм	Диаметр1 пор dn, мкм	Объемная доля пористости V» > %
CMSX-4	20-30	4	360	25 50	0,25 0,95
	40-60	4	280	15 30	0,17 0,51
	200-220	5	150	6,7 6,0	0,03 0,09
ЖС36	40-60	4	250	-	0,19 0,57
	200-220	5	140	-	0,04 0,08
1 В числителе — данные для сплава без термической обработки, в знаменателе — после
гомогенизирующего отжига при 1290°С (1 ч) + при 1310°С (6 ч).
Эту оценку проводили с помощью коэффициента ликвации
л
с
^о.д
С
^м.п
где Сод, Смп - концентрации легирующего элемента в оси дендрита и ме-
жосном пространстве соответственно.
При этом, если КА > 1, — легирующий элемент жаропрочного сплава кон-
центрируется в оси дендрита, если KR < 1, - в межосном пространстве.
Коэффициент ликвации зависит от условий НК, а также от режима пос-
ледующей термообработки (табл. 8.4).
Микрорентгеноспектральный анализ показал, что такие элементы, как А1,
Ti, Та, обогащают межосное пространство, a W, Re — концентрируются в
осях дендритов. При этом высокоградиентная НК обеспечивает существенно
меньшую дендритную ликвацию, особенно после высокотемпературной тер-
Таблица 8.4. Зависимость коэффициента дендритной ликвации Кл (средние значения) от
температурного градиента G при НК сплава CMSX-4
G, ° С/см	Режим гомогенизирующего отжига после НК	Кл элементов							
		А1	Сг	Ti	Мо	W	Та	Со	Re
30	Без отжига	0,7	14	0,6	1,7	1,7	0,6	1,1	2,7
	При 1290°С (1 ч) + + при 1300°С (1 ч) + + при 1310°С (6 ч)	0,9	0,9	0,9	1,0	1,3	0,9	1,0	1,9
200	Без отжига	0,8	1,0	0,4	1,3	1,3	0,6	1,0	2,1
	При 1290°С (1 ч) + + при 1300°С (1 ч) + + при 1310°С (6 ч)	1,0	1,0	0,9	1,0	1,2	0,9	1,0	1,6
420
Рис. 8.18. Зависимость объемной доли пор Ип в струк-
туре сплава типа ЖС от температурного градиента G
и термообработки:
1 — литое состояние (без термообработки); 2 — после
гомогенизирующего отжига при 1290°С (1 ч) + при
1300°С (1 ч) + при 1310°С (6 ч)
О 60	140 220 G, °С/см
мообработки, когда коэффициент ликвации большинства элементов близок
или равен единице.
Исследование влияния условий НК на количество, химический состав у'-
фазы и карбидов жаропрочного сплава типа Rene N5, проведенное методом
физико-химического фазового анализа [13], показало (табл. 8.5, 8.6), что тем-
пературный градиент на фронте кристаллизации существенно влияет на ха-
рактер фазовых составляющих [14].
При НК с высоким температурным градиентом формируется у'-фаза более
упорядоченного состава, что является дополнительным фактором ее высокой
стабильности. Кроме того, в структуре сплава отмечены более мелкие фраг-
ментированные выделения у/у'-эвтектики, что нарушает непрерывность гра-
ниц раздела у/у'-эвтектики и у-твердого раствора и затрудняет развитие тре-
щин по этим границам.
Исследование фазового состава (выполненное с участием Г.И. Морозо-
вой) образцов сплава типа Rene N5, подвергнутых выдержке при 1100°С
(80 ч), показало наличие в сплаве выделений ТПУ-фаз (топологически
плотноупакованных), близких по кристаллографической структуре к ц-фазе
(Co?W6). Это связано с несбалансированностью химического состава ис-
следуемого сплава. Однако, судя по результатам фазового анализа образ-
цов сплава после термообработки, высокоградиентная НК тормозит про-
цесс образования таких выделений даже в сплаве с несбалансированным
химическим составом [14].
Авторадиографические исследования [15] (выполненные с участием Л.Б.
Василенок) диффузионной проницаемости внутренних поверхностей раздела
жаропрочных сплавов ЖС32 и сплава типа Rene N5, проведенные с помо-
щью радиоактивного изотопа 63Ni, показали, что значения температурного
градиента на фронте кристаллизации значительно влияют также на диффу-
зионные характеристики монокристаллов исследуемых сплавов.
На рис. 8.19 показаны профили диффузионного проникновения изотопа
63Ni, полученные в результате послойного анализа монокристаллов сплава
ЖС32 и сплава типа Rene N5, характеризующие конкретные параметры диф-
фузии по внутренним поверхностям в системе координат I — у^5 (I — интен-
сивность излучения, у — глубина проникновения изотопа 63Ni).
В соответствии с математической моделью граничной диффузии диффу-
зионная проницаемость субграниц прямо пропорциональна наклону гранич-
ных участков профилей. При низком температурном градиенте на фронте
направленной кристаллизации на кривых диффузии четко выделяются два
421
Таблица 8.5. Влияние условий направленной кристаллизации на количество и состав у'-фазы
G, ° С/см	R, мм/мин	Размер дендритных ячеек б/д, мкм	Количество у'-фазы, % (масс.)	Содержание элементов в у'-фазе, % (ат.)							£**
				Ni	Со	Сг	А1	W	Мо	Та	
60*	5	300	63,1	69,6	5,3	2,2	18,2	1,4	0,8	2,5	8,37
200	2,5	150	62,6	68,5	5,4	2,4	19,1	1,3	0,7	2,6	8,30
	5,0	120	60,8	67,9	5,5	2,6	19,2	1,4	0,7	2,7	8,28
	10,0	100	60,7	67,5	5,5	2,7	19,4	1,4	0,7	2,8	8,25
	20,0	90	61,2	67,7	5,7	2,7	19,1	1,4	0,7	2,7	8,26
*	Кристаллизация при G = 60° С/см и R = 5 мм/мин соответствует промышленной
технологии.
*	* Ё ~ число валентных электронов в расчете на один атом элементарной ячейки
Ni3Al.
Таблица 8.6. Влияние условий направленной кристаллизации на количество и состав карби-
дов [14]
G, ‘С/см	R, мм/мин	Размер дендритных ячеек б/д , мкм	Количество карбидов, % (масс.)	Содержание элементов1 в карбидах типа МС, % (масс.)				
				Та	W	Мо	Сг	Hf
60	5	300	0,65	78,1 0,50	0,00 0,01	7,80 0,05	3,10 0,02	11,0 0,07
200	2,5	150	0,69	68,2	4,30	4,30	5,80	14,5
				0,47	0,03	0,03	0,04	0,10
	5,0	120	0,73	75,3	6,80	4,10	4,10	9,60
				0,55	0,05	0,03	0,03	0,07
	10,0	100	0,85	71,8	7,10	4,70	3,50	12,9
				0,61	0,06	0,04	0,03	0,11
	20,0.	90	0,87	69,0	9,20	4,60	3,40	13,8
				0,60	0,08	0,04	0,03	0,12
1 В числителе указано среднее содержание элементов в карбидной фазе по отношению
к массе карбидного осадка, а в знаменателе — по отношению к массе сплава.
участка с различными наклонами: область I с относительно низкой диф-
фузионной проницаемостью, связанной с дендритным строением сплава и
наличием малоугловых границ, и область II ускоренной диффузии по суб-
границам, связанной с межфазными границами большой протяженности и
несовершенного строения (предположительно карбидные выделения и
422
Рис. 8.19. Профили диффузионного проникновения изо-
топа 63Ni в монокристаллах жаропрочных сплавов ЖС32
(7) и типа Rene N5 (2,5), полученных при различных
температурных градиентах G на фронте кристаллизации,
°С/см:
7, 2 — G = 60; 5 - G = 200; I, II - области с низкой
и ускоренной диффузией соответственно
Глубина проникновения
изотопа 63Ni (у5//6), мкм
в первом вольфрама и
крупные выделения у/у'-эвтектики). Меньшая
диффузионная проницаемость монокристаллов
сплава ЖС32 (в 1,5 раза) по сравнению со
сплавом типа Rene N5 (по промышленной тех-
нологии) можно объяснить большим содержав
рения, как известно, замедляющих диффузию. Существенное снижение
диффузионной проницаемости монокристаллов сплава типа Rene N5 после
высокоградиентной направленной кристаллизации, возможно, объясняется
более совершенной структурой, и прежде всего — состоянием границ разде-
ла упрочняющих фаз.
Таким образом, высокоградиентная НК положительно влияет на структу-
ру литейных никелевых жаропрочных сплавов, уменьшая размер дендритных
составляющих, выделений у/у'-эвтектики, частиц упрочняющей у'-фазы; при
этом уменьшается размер и объемная доля пор. Дополнительно высокогра-
диентная НК содействует уменьшению дендритной ликвации, обеспечивает
формирование у'-фазы упорядоченного химического состава, тормозит обра-
зование ТПУ-фаз даже в сплавах несбалансированного химического состава,
снижает диффузионную проницаемость, что обеспечивает более высокую
структурную стабильность сплавов. Все это повышает служебные характери-
стики жаропрочных сплавов, и в первую очередь усталостную прочность как
при больших, так и при малых базах испытаний.
4.	Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации
на структуру, структурную стабильность, пористость
и свойства интерметаллидных жаропрочных сплавов
(на основе Ni3Al)
Влияние высокоградиентной НК на структуру и свойства интерметаллид-
ных жаропрочных сплавов (на основе Ni3Al) исследовали на промышленных
сплавах ВКНА-4У и ВКНА-1В [7], рекомендованных для применения в ка-
честве жаростойкого материала при изготовлении сопловых лопаток, элемен-
тов жаровых труб, работающих при температурах до 1250°С. Детальные ис-
следования микроструктуры сплавов ВКНА-4У и ВКНА-1В показали, что при
высоких значениях температурного градиента (G = 200°С/см), как правило,
формируется тонкодендритная структура, состоящая из ветвей дендритов у/у',
разделенных цепочкой первичных выделений у'-фазы. Размер первичных вы-
423
делений у'-фазы с ростом градиента также уменьшается, о чем свидетель-
ствует характерная микроструктура сплава ВКНА-1В, полученного при раз-
личных температурных градиентах (рис. 8.20).
В структуре сплава ВКНА-4У (рис. 8.21, а, б) при повышении температур-
ного градиента (от 30 до 200°С/см) также резко уменьшается размер первич-
ных выделений у'-фазы, при этом почти полностью исчезают выделения фазы
типа NiAl (p-фаза), которые хорошо видны внутри частиц первичной у'-фазы
(темные участки). Высокоградиентная НК уменьшает также размер ячеек сет-
чатой структуры (у + у') внутри ветвей дендритов, что хорошо видно при боль-
шом увеличении (см. рис. 8.21, а, б). Подобная структура содействует получе-
нию более высокого и стабильного уровня свойств сплава ВКНА-4У.
Локальный химический анализ состава фаз сплава ВКНА-1В, проведен-
ный на рентгеновском микроанализаторе «Суперпроб» в режиме микрозонда
Рис. 8.20. Микроструктура (а, б — х100; в, г — х500) сплава ВКНА-1В, полученного при
различных температурных градиентах G на фронте кристаллизации, °С/см:
а, в — G = 200; б, г - G = 30
424
Рис. 8.21. Микроструктура сплава ВКНА-4У (х2000) при температурном градиенте G, рав-
ном 30 (а) и 200°С/см (б)
[16], позволил установить, что первичные выделения у'-фазы во многих слу-
чаях представляют собой лишь оболочку, сердцевина которой обогащена алю-
минием (табл. 8.7).
Данные табл. 8.7 показывают, что сердцевиной первичных выделений у'-
фазы является p-фаза (легированный NiAl). Детальное изучение первичных
выделений у'-фазы свидетельствует о том, что наряду с p-фазой там присут-
ствуют карбиды, содержащие ~ 63% (ат.) Мо, 13% (ат.) W, 14% (ат.) Сг.
Таким образом, первичные выделения у'-фазы являются конгломератом фаз и
обладают весьма развитыми внутренними поверхностями раздела — граница-
ми фаз. Непосредственно доля p-фазы, оцененная с помощью анализатора
изображения, составляет > 2% при низкоградиентной и < 1,0% при высоко-
градиентной направленной кристаллизации.
Исходя из диаграмм эвтектического типа (см. рис. 8.12), в процессе кри-
сталлизации первоначально из жидкости формируются дендриты у-фазы, да-
лее в дендритах происходит превращение у -> у + у', а оставшаяся в межден-
Таблица 8.7. Химический состав сердцевины и оболочки первичных выделений у'-фазы в
сплаве ВКНА-1В
Выделения у'-фазы			Химический		состав*, %		
	А1	Сг	Ti	Мо	W	Hf	Ni
Оболочка	9,8	3,2	1,9	2,1	2,0	0,3	80,7
	9,6	з,з	2,2	1,2	0,6	0,1	83,0
Сердцевина	18,3	4,9	0,6	0,8	0,2	0,3	74,9
	32,7	4,5	0,6	0,4	0,1	0,1	61,6
В числителе — %	(масс.); в	знаменателе — %		(ат.).			
425
дритном пространстве жидкость, судя по диаграмме состояния, распадается
на первичную /-фазу и эвтектику (у' + р).
Послойный металлографический анализ микроструктуры показал, что вы-
деления первичной /-фазы выстроены в виде цепочек, как бы опоясываю-
щих ветви дендритов (у + /) и образующих сплошной ажурный каркас [16].
Вблизи первичных выделений у'-фазы из-за разницы в объеме закристаллизо-
вавшегося сплава и твердых фаз образуются поры. Анализ структуры грани-
цы раздела первичных выделений /-фазы и примыкающего участка ветви
дендрита показывает, что граница раздела представляет собой у-прослойку с
вторичными фазами (предположительно топологически плотноупакованные ст-
или ц-фазы), обогащенными хромом и молибденом.
Для никелевых жаропрочных сплавов было установлено, что высокотемпе-
ратурная термообработка увеличивает объемную долю и размер пор. Для воз-
можности детального наблюдения мест локализации пор в структуре сплава
ВКНА-1В была проведена высокотемпературная термообработка при 1310°С
(1 ч), т.е. ниже температуры солидус сплава, которая позволила при большом
увеличении наблюдать поры на границе раздела первичных выделений у'-фазы
и примыкающих участков дендритных колоний (рис. 8.22, а, б). Хорошо вид-
но, что высокоградиентная НК существенно (в десятки раз) уменьшает раз-
мер пор.
Исследование влияния условий НК на количество и химический состав у'-
фазы и карбидов щ сплаве ВКНА-1 В, проведенное методом физико-химичес-
кого фазового анализа (выполнено с участием Г.И. Морозовой), показало, что
температурный градиент существенно влияет и на характер фазовых состав-
ляющих (табл. 8.8, 8.9).
Таблица 8.8. Влияние температурного градиента на количество и состав первичной у'-фазы
сплава ВКНА-1В
Температурный градиент G, °С/см	Количество	Содержание элементов первичной у'-фазы, 	в первичной у'-фазе, % (масс.)	 % (масс.)	Ni Сг Al Ti	Мо Hf W
40 200	14,5	77,3	5,6	9,3	2,1	2,8	0,7	2,2 11,0	72,0	7,1	11,5	2,5	3,2	0,7	3,0
Таблица 8.9. Влияние температурного градиента на количественный и фазовый составы кар-
бидов сплава ВКНА-1В
Температурный градиент G, °С/см	Количество карбидов, % (масс.)	Содержание основных элементов в карбидах, % (масс.)				Фазовый состав изолята1
		Ni	Сг Ti Мо	Hf	W	
40	0,44	0,06	0,09 0,03	0,09	0,06	0,11	М2С; МС
200	0,36	0,05	0,11	0,03	0,07	0,05	0,05	М2С; МС
1 М2С — карбидная фаза на основе Мо2С (в ней растворены никель, хром); МС —
фаза на основе (Ni;Hf)C (в ней растворен вольфрам).
426
С повышением температурного градиента уменьшается количество как
первичной /-фазы [с 14,5 до 11,0% (масс.)], так и карбидных фаз [с 0,44 до
0,36% (масс.)]. При этом видно, что первичная /-фаза, полученная в услови-
ях высокоградиентной НК, в большей степени обогащена Al, Сг, Ti, Мо, W.
Известно, что термическая стабильность, как и темп разупрочнения жаро-
прочных сплавов, определяются в первую очередь диффузионными характе-
ристиками [15]. В связи с этим для сплава ВКНА-1В было проведено иссле-
дование влияния температурного градиента на значения эффективного коэф-
Рис. 8,22, Микроструктура сплава ВКНА-1В (х1000/2) (поры на границе раздела первичной
/-фазы и дендритной матрицы) после высокотемпературной термообработки при 1310°С (1ч):
а - G = 30°С/см; б - G = 200’С/см
427
фициента самодиффузии изотопа 63Ni и коэффициента граничной само-
диффузии Db [16]. Увеличение температурного градиента с 60 до 200°С/см
обеспечило образование такой структуры материала, диффузионная проница-
емость которой в два раза меньше. Эффективный коэффициент самодиффу-
зии 63Ni в сплаве ВКНА-1В при 900°С для температурных градиентов 60 и
200°С/см равен соответственно 6,2* 10‘14 и 3,2* 10‘14 см2/с.
Величину коэффициента граничной самодиффузии DS сплава ВКНА-1В
оценивали методом снятия слоев после отжига образцов, покрытых изотопом
63Ni. Коэффициент DS находили путем оценки данных зависимости актив-
ности изотопа от глубины его проникновения. Установлено, что с увеличе-
нием температурного градиента на фронте кристаллизации с 60 до 200°С/см
коэффициент граничной самодиффузии уменьшается, энергия активации са-
модиффузии составляет соответственно 38,0 и 48,0 ккал/моль.
Авторадиографические исследования, проведенные методом послойного
анализа образцов с покрытием диффузанта 63Ni, дополнительно позволили
идентифицировать пути ускоренной диффузии в образцах сплава ВКНА-1 В.
Анализ авторадиограмм образцов, полученных при различных условиях НК,
показал, что участками ускоренной диффузии являются внешние и
ние границы первичной у'- и p-фазы и границы дендритов.
В образцах сплава ВКНА-1 В, отлитых с низким температурным
том, часто встречаются области с очень высокой проницаемостью,
рым диффузант (63Ni) проникает в большей концентрации и значительно
глубже, чем по остальным элементам структуры. Очевидно, что уменьшение
диффузионной проницаемости в образцах сплава ВКНА-1 В, полученных при
высоком температурном градиенте на фронте кристаллизации, связано с луч-
шим качеством и состоянием поверхностей раздела, с большим совершен-
ством границ, а также меньшей объемной долей микропор и размером пор.
Оценка комплекса механических свойств сплава ВКНА-1В на монокрис-
таллических образцах с различной кристаллографической ориентацией (<001 >
и <111 >), полученных при температурном градиенте 60 и 200°С/см, показала,
что максимальный уровень 100-часовой
прочности имеют монокристаллические об-
разцы с ориентацией <111> после отливки
при высоком температурном градиенте на
фронте кристаллизации (рис. 8.23). Важно
отметить, что сплав ВКНА-1В с монокрис-
таллической структурой <111>, полученный
внутр ен-
градиен-
по кото-
Рис. 8.23. Влияние температурного градиента G при
получении сплавов ВКНА-1В (7 - НК, паспортные
данные; 2 - <001>; 3 - <111>) и ЖС26 (4) на дли-
тельную прочность за 100 ч в интервале температур
800-1100°С: 1,4 — G= 60°С/см; 2, 3 - G = 200°С/см
428
при температурном градиенте G = 200°С/см, имеет уровень жаропрочности в
интервале температур 800—1100°С аналогичный свойствам сплава ЖС26
(ВНК). Преимуществом сплава ВКНА-1В в этом случае является существен-
ное повышение его удельной прочности по сравнению с промышленными
литейными сплавами (плотность сплавов ВКНА-1В и ЖС26 составляет 7,9 и
8,56 г/см3 соответственно).
В связи с тем, что монокристаллы сплава ВКНА-1В с ориентацией <111>
показали более высокий уровень длительной прочности, все дальнейшие ис-
следования влияния температурного градиента на уровень кратковременных
свойств (табл. 8.10) и предела выносливости (табл. 8.11) проводили, исполь-
зуя образцы с этой ориентацией.
При высоком температурном градиенте заметен существенный прирост
предела прочности сплава ВКНА-1В (см. табл. 8.10), особенно при темпера-
туре 20°С (предел прочности увеличился почти в 1,5 раза). Повышение пре-
дела прочности при 20 и 900°С очень важно для интерметаллидных сплавов
типа ВКНА, так как недостаточно высокий уровень предела прочности огра-
ничивал применение этих сплавов в качестве материала рабочих лопаток ГТД.
Предварительные результаты испытаний на усталостную прочность (сим-
метричный изгиб с вращением) монокристаллических образцов сплава ВКНА-
1В с ориентацией <111>, отлитых при различных температурных градиентах,
показали (см. табл. 8.11), что повышение отношения предела выносливости к
пределу текучести (c^/cq 2) с 0,31 до 0,51 свидетельствует о возможности
уменьшения локализованной деформации у концентраторов напряжения,
следствием чего является повышение долговечности материала, полученного
в условиях высокоградиентной НК.
Таблица 8.10, Влияние температурного градиента на кратковременные свойства монокрис-
таллических образцов сплава ВКНА-1В <111>
Температурный градиент G, ° С/см	Температура испытания, °C	ов МПа	о0 2, МПа	8, %
60	20	900-980	580-600	14-16
	900	560-600	510-520	34-38
200	20	1450-1460	660-680	9,2-9,6
	900	750-800	620-650	36-40
Таблица 8.11. Влияние температурного градиента на предел выносливости монокристалли-
ческих образцов сплава ВКНА-1В <111>
Температурный градиент G, °С/см	Температура	,	Предел выносливости1 o.j испытания, °C	-1	°’2	(на базе 2 • 107 цикл), МПа
60	20	0,31	230 900	-	280
200	20	0,51	340 900	-	380
1 Симметричный изгиб с вращением.
429
Таким образом, можно сделать вывод, что применение высокоградиент-
ной НК обеспечивает получение в интерметаллидных сплавах типа ВКНА
тонкодендритной структуры с малыми по размеру выделениями первичной у'-
фазы и мелкодисперсными выделениями (в виде сетки) внутри ветвей денд-
ритов (у + у'). Подобная структура вследствие более совершенных межфазных
границ и пониженного количества микропор обладает существенно меньшей
диффузионной проницаемостью и лучшей стабильностью. Все это существен-
но повышает прочностные и усталостные характеристики подобных сплавов
и делает возможным их применение в качестве весьма перспективных мате-
риалов при изготовлении наиболее нагруженных деталей: сопловых и рабо-
чих лопаток ГТД.
5.	Влияние высокоградиентной направленной кристаллизации
на структуру, структурную стабильность, дефекты роста
и свойства эвтектических жаропрочных сплавов
В качестве объектов для исследования влияния высокоградиентной НК на
структуру и свойства эвтектических жаропрочных сплавов были выбраны
сплавы системы y/y'-NbC (типа ВКЛС), имеющие зарубежные аналоги — спла-
вы СоТаС-74, СоТаС-741 [17].
Экспериментальные исследования позволили установить теплофизические
параметры процесса НК, при которых формируется композиционная струк-
тура: температурный градиент на фронте кристаллизации G = 100—120 °С/см,
скорость кристаллизации R = 0,6 см/ч. Таким образом, величина критерия
устойчивости плоского фронта роста для получения композиционной струк-
туры составила: 6/^крит ~ 180—200 °С*ч/см2.
При этих условиях формируется композиционная структура, представляю-
щая собой композит, состоящий из никелевой жаропрочной матрицы, арми-
рованной волокнами монокарбида ниобия (объемная доля волокон ~ 4%).
Матрица дополнительно упрочнена выделениями высокодисперсной у'-фазы
(на основе Ni3Al) в‘Количестве ~ 60%. Следует уточнить, что ведущей фазой
в процессе кристаллизации сплавов типа ВКЛС является карбидная фаза NbC,
определяющая структуру сплава.
Анализ структуры сплава типа ВКЛС по высоте отливки показал, что при
НК в условиях плоского фронта роста наблюдаются три зоны: стартовая — в
нижней части отливки, зона с композиционной структурой и верхняя часть,
где кристаллизовался сплав по окончании процесса НК.
В стартовой зоне на дне формы первоначально формируется структура с ку-
бической морфологией карбидных фаз (рис. 8.24, а). Микрорентгеноспектраль-
ный анализ показал присутствие там карбидных фаз NbC и Ni3W3C. Затем по
мере кристаллизации и увеличения температурного градиента кубическая мор-
фология карбидной фазы сменяется дендритной (см. рис. 8.24, б, в)
и при достижении высокого температурного градиента, достаточного для плос-
кого фронта роста (G/R > 180—200°С • ч/см2), формируется композиционная
структура (см. рис. 8.24, г). При неизменных условиях НК (скорости и темпера-
турном градиенте) композиционная структура реализуется по всей высоте отлив-
430
I
н
Рис. 8.24. Макро- (I) и микроструктура (И - х 100/2) сплава ВКЛС-10, полученного НК в
керамическом тигле из Д12О3: а, б, в - структура в стартовой зоне (а - кубическая мор-
фология карбидов; б, в — дендритная морфология карбидов); г — композиционная струк-
тура; д — структура (дендритная) в конце кристаллизации (верхняя часть слитка)
431
Рис. 8.25. Микроструктура сплава ВКЛС-10 (х 100/2) с дефектами роста структуры при НК,
вызванными понижением температуры на фронте роста (а) или увеличением скорости
кристаллизации (б); Т- направление роста кристалла
Рис. 8.26. Микроструктура (хЮО) дефекта роста, вызванного нарушением перемещения
фронта кристаллизации при НК
Рис. 8.27. Микроструктура (х500/2) дефекта роста при НК в характеристических лучах
ниобия
432
ки, если длина слитка больше на-
правленно кристаллизуемого участка.
По окончании кристаллизации в вер-
хней части слитка формируется ден-
дритная структура (см. рис. 8.24, д).
Структура подобных сплавов чрез-
вычайно чувствительна к нарушени-
ям температурно-скоростных режи-
мов процесса НК. При нарушении
режимов обычно наблюдаются струк-
турные дефекты в виде поперечных
полос, очерчивающих фронт крис-
таллизации. Так, при уменьшении
Рис. 8.28. Микроструктура (х!00) дефекта
роста при НК в сплаве с дендритно-волок-
нистой морфологией карбидной фазы
), в структуре появляются поперечные
температурного градиента или увели-
чении скорости кристаллизации, по-
нижающих величину критерия устой-
чивости плоского фронта роста ниже
критического (G/Л < 180-200°С • ч/см'
полосы с дендритной морфологией ведущей фазы карбида ниобия (рис. 8.25).
При остановке перемещения фронта кристаллизации волокна карбидной
фазы начинают утолщаться и, срастаясь1 между собой, образуют поперечную
цепочку (рис. 8.26, 8.27), перерезающую отливку в поперечном направлении
и как бы очерчивающую фронт кристаллизации. На рис. 8.28 приведена
фотография структуры карбидной полосы для сплава с дендритной морфоло-
гией карбидной фазы.
Дефекты роста в виде поперечных полос с дендритной морфологией уп-
рочняющей фазы ухудшают свойства эвтектических жаропрочных сплавов
типа ВКЛС, дефекты в виде поперечных цепочек сросшихся карбидов могут
вызвать разрушение отливки даже при небольших нагрузках.
На поверхности отливок сплавов типа ВКЛС могут образовываться
поверхностные дефекты (рис. 8.29, а,б) в виде поверхностных карбидов ку-
Рис. 8.29. Характерные микроструктуры (х100) поверхностных карбидов сплава ВКЛС-10
(0,44%С) с содержанием ниобия 3,0 (а) и 3,6% (6)
433
Рис. 8.30. Количество поверхностных карбидов
N по высоте отливки / в сплаве ВКЛС-10
(0,44%С) с содержанием ниобия 3,6 (7), 3,2
(2) и 3,0% (5)
бической морфологии, окруженных
зоной карбидов дендритной морфоло-
гии, ориентированных в направлении
роста. Детальные исследования свиде-
тельствуют, что количество и размер
поверхностных карбидов зависят от
содержания карбидообразующих в
сплаве и уменьшаются по высоте отливки, а также с ростом температурно-
го градиента (рис. 8.30, а,б,в).
Исследование химического состава карбидов в сплаве типа ВКЛС, прове-
денное с помощью рентгеновского микроанализатора, показало, что разному
характеру структуры соответствует различный химический состав карбидной
фазы (табл. 8.12). Волокна карбида ниобия (композиционная структура) со-
держат большее количество карбидообразующих вольфрама и хрома, чем кар-
бидная фаза с дендритной или кубической морфологией. Этим, возможно, и
объясняется лучшая структурная стабильность сплавов с волокнистой морфо-
логией карбидной фазы (композиционная структура).
На рис. 8.31 приведен участок микроструктуры сплава типа ВКЛС с ком-
позиционной и дендритной структурой до (см. рис. 8.31, а) и после термооб-
работки (см. рис. 8.31, б) по режиму 1200°С (24 ч). Видно, как активно идет
процесс огрубления и коагуляции частиц карбидной фазы в структуре с ден-
дритной морфологией карбидной фазы.
Таблица 8.12. Химический состав карбидной фазы эвтектического сплава типа ВКЛС в
зависимости от структуры и морфологии упрочняющих фаз
Тип структуры	Анализируемая фаза	Содержание элемента, % (масс.)	
		W	Сг
Композиционная структура с волокнистой морфологией карбидной фазы	Волокна карбида ниобия	14-16	2,1-3,1
Структура с дендритной морфологией карбидной фазы	Дендриты карбида ниобия	9,4-11,5	1,5-2,1
Дефект структуры в виде	Сросшиеся цепочки	8,0-10,0	1,0-1,1
поперечной полосы карбидной фазы	карбидной фазы		
Поверхностный карбид	Карбид кубической морфологии	11,1-12,3	1,1-1,4
	Дендриты карбида ниобия, окружающие поверхностный карбид	10,1-10,7	1,6-2,0
434
Рис. 8.31. Микроструктура (х 100/2) дефекта роста в сплаве ВКЛС-10 с дендритной морфо-
логией карбидной фазы — верхняя часть фотографий; нижняя часть — композиционная
структура: а — в исходном состоянии; б — после термообработки при 1200°С (24 ч)
Оценка механических свойств сплавов типа ВКЛС с различными типа-
ми структур (по сравнению со свойствами промышленного жаропрочного
сплава ЖС6У-НК) показала, что эвтектические жаропрочные сплавы с ком-
позиционной структурой отличаются комплексом превосходных свойств
(табл. 8.13): по уровню жаропрочности (при 1100°С) в два раза превосхо-
дят промышленный сплав ЖС6У-НК и имеют высокий уровень кратковре-
менных свойств и пластичности.
Кроме того, композиционная структура обеспечивает существенное повы-
шение сопротивления усталости: почти в два раза при комнатной температуре
и в 1,5—2,0 раза при 900 и 1000°С. Сплавы ВКЛС с композиционной структу-
рой оказались менее чувствительными к надрезу, что очень важно для лопа-
ток ГТД. Испытания на термостойкость (1000°С <=> 200°С, тн = тохл = 2 мин)
также показали их преимущество (более 2000 циклов до появления первой
трещины, что более чем в два раза выше, чем для промышленного сплава
ЖС6У-НК).
Сплавы с некомпозиционной структурой (дендритной) имеют более низ-
кий уровень свойств (тем не менее, он достаточно высок). Эти данные пред-
ставляют интерес для разработчиков конструкций лопаток ГТД, так как в
некоторых элементах лопатки (развитые полки, штырьки, выступы системы
охлаждения) не всегда удается сформировать композиционную структуру.
На основе опыта высокоградиентной НК образцов была разработана тех-
нология получения лопаток ГТД из сплава типа ВКЛС с направленной ком-
позиционной структурой, позволившая в условиях опытного производства
ВИАМ на лабораторной печи УВНЭС-3 получить партии лопаток различных
конструкций для исследования, а также около 80 неохлаждаемых лопаток для
435
Таблица 8,13. Механические свойства сплавов типа ВКЛС
	Сплав	Структура	Направление вырезки	ав’ МПа	°0,2’ МПа	5, %	а100> МПа	СГ-1 (при #=2 • 107	
								цикл),	МПа
			образца			при	температуре, °C		
				20	900	20	900	20	900	750	800	900	1000 1100	20	900
	ВКЛС	Волокнистая	Продольное	1150- 750-	1000- 650-	10-	7-	375- 245- 150—	400	400-
				1500	950	1100	800	20	11	400* 250*	160*		420
			Поперечное		- -	- -	520	480** 250** 100** 50**	-	-
		Дендритно-	Продольное	890- 750-	710- 670—	3,0-	4-	700	600	300- 170	100	240	260-
		волокнистая		920	780	760	720	4,5	10	750***	320		290
			Поперечное	760	580	760	4,0	3,0	170- 80-	50*	—	—
							180*	90*		
о\		Дендритная	Продольное	900- 700-	880- 600-	0,5	2-4	450	300	150	90	190	260
				910	800	900	640				
	ЖС6У-НК	—	Продольное	850- 800-	800- 750-	5-10 7-15	560- 350- 180-	90	170	312
	(после термо-			950	900	900	850		570	360	190		
	обработки)								
* Испытания в вакууме.
** Испытания на воздухе с защитным покрытием (Ni — 20 Со — 20 Сг — 11 А1 — 0,3 Y).
*** Испытания на воздухе сплава после термической обработки: 1250°С (30 мин), охлаждение со скоростью 50—70°С/мин.
малогабаритного ГТД [18]. Первые результаты «горячих» испытаний в составе
изделия показали, что эвтектические жаропрочные сплавы типа ВКЛС в ка-
честве материала лопаток ГТД имеют существенные преимущества перед тра-
диционными никелевыми жаропрочными сплавами, особенно при высоких
температурах (> 1100°С), что открывает перспективы для существенного по-
вышения служебных характеристик ГТД.
6.	Технология получения лопаток ГТД методом
высокоградиентной направленной кристализации
Технология высокоградиентной НК имеет характерные отличия, связан-
ные с тем, что для достижения необходимых тепловых условий процесс кри-
сталлизации осуществляется с максимально возможным перепадом темпера-
тур между зоной нагрева и зоной охлаждения. Эти условия обеспечивает в
первую очередь конструкция теплового узла, предусматривающего макси-
мально возможный нагрев керамической формы в зоне нагрева и наиболее
интенсивное охлаждение в зоне кристаллизации благодаря использованию
жидкометаллического охладителя. Не менее важным условием является на-
личие эффективных тепловых экранов между зоной нагрева и зоной охлаж-
дения.
Для реализации оптимальных условий нагрева применяется многозонная
печь подогрева форм, обеспечивающая интенсивный прогрев керамических
форм вблизи фронта кристаллизации (на нижнем срезе нагревателя) без зна-
чительного перегрева всей формы. Эффективный отвод тепла в зоне кристал-
лизации осуществляется с помощью жидкометаллического охладителя, имею-
щего низкую температуру плавления, высокую температуру кипения, низкое
испарение в вакууме. Конструкция ванны с жидкометаллическим охладите-
лем должна включать также систему, обеспечивающую поддержание задан-
ной температуры в,течение всего процесса НК.
Особые требования предъявляются к конструкции теплового экрана, отде-
ляющего зону нагрева от зоны охлаждения: материал экрана должен быть
стойким к воздействию высоких температур, инертным по отношению к ох-
ладителю, обладать высоким теплосопротивлением, быть достаточно эластич-
ным, так как формы лопаток ГТД имеют сложную геометрию.
Реальные значения температуры в печи подогрева форм имеют ограниче-
ния, связанные с тем, что керамические формы, изготовленные по существу-
ющей в промышленности технологии из кремнийорганического связующего
и наполнителя — электрокорунда различного гранулометрического состава,
сохраняют прочность до ~ 1600°С. Для повышения температурного градиента
путем повышения рабочих температур в зоне нагрева была разработана тех-
нология изготовления бескремнеземных (не содержащих SiO2) керамических
форм (при участии В.В. Деева и Ю.В. Ершова). Эти формы сохраняют проч-
ность при температурах до 1700°С и выше. Высокая прочность бескремне-
земных керамических форм позволила уменьшить толщину стенок форм, что
в свою очередь обеспечило лучшие условия теплопередачи и более высокий
температурный градиент.
437
Реализация всех вышеперечисленных решений дала возможность суще-
ственно повысить температурный градиент на фронте кристаллизации (в 5—
10 раз) по сравнению с существующими в промышленности технологически-
ми процессами НК лопаток ГТД.
Для надежного осуществления процесса высокоградиентной НК была со-
здана специализированная вакуумная печь УВНЭС-4, в которой для проведе-
ния процесса направленной кристаллизации при плавке сплава был предус-
мотрен плавильный индукционный тигель. Технические характеристики уста-
новки приведены ниже:
Мощность установки, кВт......................................... 100
Максимальная температура металла, °C:
в тигле индукционной печи,.................................. 1800
в печи подогрева форм ...................................... 1800
Емкость тигля (по никелю), кг................................... 3
Вакуум, мм рт.ст................................................ 1 • 10‘3
Размер формы, мм:
диаметр...................................................... 110
высота...................................................... 240
Скорость перемещения формы при кристаллизации, мм/мин........... 0,01—20
Размер ванны с жидкометаллическим охладителем, мм:
диаметр...................................................... 250
глубина..................................................... 250
Охладитель...................................................... Расплав олова
Температура охладителя, °C...................................... < 300
Общие габариты установки, мм:
длина....................................................... 2000
ширина ..................................................... 1700
высота...................................................... 3300
занимаемая площадь, м2 ..................................... 3,4
Масса установки, кг ............................................ 1990
Схема установки УВНЭС-4 с пультом управления приведена на рис. 8.32.
Производительность печи — две лопатки ГТД (или 2—4 образца) из жаро-
прочных сплавов за один технологический цикл.
Исследования условий процесса направленной кристаллизации показали
возможность осуществления на печи УВНЭС-4 высокоградиентного процес-
са. Температурный градиент на фронте кристаллизации (показания термопар,
установленных на поверхности керамических форм) составил G > 200°С/см.
Характерные кривые распределения температуры на поверхности формы в
процессе направленной кристаллизации вблизи фронта роста на печи
УВНЭС-4 приведены на рис. 8.33. Они наглядно свидетельствуют о высоких
значениях температурного градиента, увеличении его с ростом температуры
формы, эффективном охлаждении в тепловом узле используемой конструк-
ции, где фронт кристаллизации, как правило, расположен в тепловом экра-
не — выше поверхности жидкометаллического охладителя.
Оценка основного структурного параметра жаропрочного сплава (межден-
дритного расстояния X), напрямую зависящего от условий НК, и в первую
очередь от температурного градиента, показала (рис. 8.34), что жидкометал-
лический охладитель в сочетании с эффективными тепловыми экранами обес-
печивает получение тонкодендритной структуры в жаропрочных сплавах
438
Рис. 8.32. Схема установки УВНЭС-4 с пультом управления:
1 — электропривод перемещения формы; 2 — конденсаторная батарея; 3 — токоподводы
индуктора плавильного тигля; 4 — оптический пирометр; 5 — манометр давления в каме-
ре печи; 6 — манометр давления воды в системе охлаждения; 7 — механизм поворота
индуктора; 8 — камера печи; 9 — токоподвод нагревателя; 10 — ванна с жидкометалли-
ческим охладителем; 11 — механизм подъема ванны; 12 — шкаф системы управления
печи; 13 — дверь камеры печи
439
1234
/г, мм
Рис. 8.33. Кривые распределения температуры и значения температурного градиента G (°С/см)
при высокоградиентной кристаллизации на установке УВНЭС-4 плавок 1—4 (условный
номер):
1 - G = 230 (71 = 1740°С); 2 - G = 250 (71 = 1760°С); 3 - G = 260 (71 = 1780°С);
4 - G = 310 (Тф = 1800°С)
(X < 160 мкм). При этом в образцах, моделирующих лопатку ГТД (см. рис.
8.4), удается получать тонкодендритную структуру не только в тонком сече-
нии - перо лопатки (рис. 8.34, точки I, II, III), но и в толстом сечении —
замок лопатки (рис. 8.34, точка IV). Наиболее эффективно это удается при
использовании комбинированного экрана, сочетающего в конструкции жест-
кий и плавающий экраны (патент РФ № 140175).
Технология получения лопаток ГТД методом высокоградиентной НК вклю-
чает в себя все элементы техгологии точного литья. При этом главной отли-
чительной особенностью высокоградиентного процесса является его проведе-
ние при более высокой температуре (температура формы ~1700°С). В связи с
этим повышенные требования предъявляются к высокотемпературной проч-
ности керамических форм и стержней. Кроме того, при получении лопаток
ГТД из жаропрочных сплавов с монокристаллической структурой в условиях
высокого градиента следует учитывать возможность расплавления затравок из
жаропрочного сплава. Эта проблема решается путем применения в керами-
ческой форме специального затравочного кармана.
При получении лопаток ГТД из эвтектических жаропрочных сплавов (типа
ВКЛС) в конструкции модельного блока (в нижней его части) дополнитель-
но предусматривается так называемая «стартовая зона», где в начальный мо-
мент кристаллизации идет формирование некомпозиционной структуры. Раз-
мер этой зоны зависит как от химического состава сплава, так и от условий
процесса кристаллизации.
Разработаны научные основы процесса высокоградиентной НК, позволив-
шие приступить к его практическому опробованию при получении лопаток
ГТД различных типов из жаропрочных сплавов. В качестве объектов иссле-
дований были выбраны наиболее нагруженные рабочие лопатки I ступени
ГТД различного назначения, в том числе и энергетических газотурбинных ус-
тановок (рис. 8.35).
440
Рис. 8.34. Междендритное расстояние А, (а) по
высоте h (точки I—IV — места определения А.)
образца, моделирующего лопатку ГТД (б), по-
лученного из жаропрочного сплава на печи
УВНЭС-4, в зависимости от метода кристалли-
зации и конструкции теплового экрана на по-
верхности жидкометаллического охладителя:
1 — без жидкометаллического охладителя (ме-
тод Бриджмена); 2, 3, 4, 5 — с жидкометалли-
ческим охладителем без теплового экрана (2);
с дискретным плавающим экраном (5); с жес-
тким экраном (4) и с комбинированным экра-
ном (5)
Макроструктура монокристалличес-
кой рабочей лопатки ГТД I ступени,
отлитая из сплава ЖС32 на печи УВ-
НЭС-4, приведена на рис. 8.35. Микро-
структура лопатки (рис. 8.36) характери-
зуется малым размером дендритной
ячейки (X = 160—170 мкм) в пере ло-
патки (тонкое сечение) и практически
таким же дендритным расстоянием (А, =
170-180 мкм) в замке лопатки (толстое
сечение). Остальные особенности струк-
туры — размер вторичной упрочняющей у'-фазы, размер частиц эвтектики у/у'
и др. - полностью соответствуют особенностям структуры сплава в образцах,
полученных в условиях высокоградиентной направленной кристаллизации.
Аналогичный характер структуры сохраняется при получении и более круп-
ных рабочих лопаток I ступени ГТУ наземных энергетических турбин. В по-
добных лопатках размером ~ 200 мм, полученных в печи УВНЭС-4, в пере
также формируется тонкодендритная структура с междендритным расстояни-
ем X = 180—200 мкм, в замке (толстое сечение) X « 250 мкм. Естественно, что
условия высокоградиентной направленной кристаллизации полностью исключа-
ют появление дефектов роста в виде струйчатой полосчатости (freckles) и обес-
печивают высокие прочностные и усталостные свойства жаропрочных сплавов, а
следовательно, и служебные характеристики газотурбинных двигателей [18].
Такие же структурные особенности прослеживаются при получении в ус-
ловиях высокоградиентной НК лопаток ГТД (в печи УВНЭС-4) из интерме-
таллидных жаропрочных сплавов типа ВКНА: малый размер дендритных яче-
ек и мелкодисперсные выделения упрочняющих фаз.
Исследование особенностей технологии получения рабочих лопаток ГТД
из эвтектических сплавов типа ВКЛС осуществлялось на лопатках различных
конструкций (~ 10 типов) - как охлаждаемых, так и неохлаждаемых. Макро-
структуры сечений лопаток некоторых типов приведены на рис. 8.37, а — д.
Технологические параметры НК были установлены ранее при получении об-
441
разцов и обеспечивали НК с
плоским фронтом. При этом
в лопатке надежно формиру-
ется композиционная струк-
тура (рис. 8.38, а) по всей
высоте тонкого сечения пера,
в замке — смешанная струк-
тура, в которой по боковым
границам растущих колоний
наряду с волокнами карбид-
ной фазы NbC, образуются
дендриты NbC (рис. 8.38, в).
Рис. 8.35. Рабочие лопатки I сту-
пени авиационного ГТД (а) и
энергетической ГТУ (б), получен-
ные методом высокоградиентной
направленной кристаллизации из
никелевого жаропрочного сплава
Рис. 8.36. Характерная микроструктура
(х100) лопаток ГТД в поперечном сече-
нии:
а, б - перо лопатки (X = 160-170 мкм);
в - замок лопатки (X = 170-180 мкм)
442
С помощью термопар, установленных внутри керамических форм лопаток на
различной высоте (в пере и замке), определили, что в толстом сечении замка
температурный градиент, как правило, ниже, чем в пере лопатки [19]. Про-
блему получения композиционной структуры по всей высоте отливки удалось
решить путем повышения общего температурного градиента (повышение тем-
пературы процесса НК), а также за счет некоторого снижения скорости кри-
сталлизации при прохождении фронта кристаллизации через замок [19].
Проведенные исследования позволили сделать вывод о том, что при ис-
пользовании сплавов ВКЛС для получения лопаток ГТД необходимо учиты-
вать не только температуры и напряжения, возникающие в лопатках в про-
цессе эксплуатации, но и особенности технологии НК, специфику структуры
и свойств в различных элементах реальных конструкций лопаток ГТД.
Рис. 8.37. Характерная макроструктура сплава типа ВКЛС в лопатках ГТД:
а — г — охлаждаемые лопатки; д — неохлаждаемая лопатка
443
Рис. 8.38. Структура (xlOO) сплава типа
ВКЛС в элементах конструкции лопаток:
а — в пере лопатки (композиционная);
б — в оребрении пера; в — в замке ло-
патки
Это дало возможность разработать отраслевые рекомендации по повыше-
нию технологичности конструкций лопаток ГТД, получаемых из эвтектичес-
ких жаропрочных сплавов.
В ВИАМ были получены и испытаны при различных режимах несколько
опытных партий охлаждаемых лопаток реальных конструкций. Одна из партий
охлаждаемых лопаток была испытана на турбине генератора в условиях вра-
щения и при максимальных температурах 1120°С. Кроме того, по опытной
технологии из сплава типа ВКЛС был получен моторокомплект (~ 80 шт.)
неохлаждаемых лопаток (см. рис. 8.37, д), которые также были испытаны в
составе газотурбинного двигателя [19].
Результаты испытаний охлаждаемых и неохлаждаемых лопаток убедитель-
но свидетельствуют, что сплавы типа ВКЛС с направленной композицион-
ной структурой, получаемой в процессе высокоградиентной НК, являются
весьма перспективным материалом для лопаток ГТД.
Проведенный в ВИАМ комплекс исследований позволил разработать про-
ект промышленной высокоградиентной печи УВНЭС-5, особенности конст-
рукции которой гарантируют проведение процесса в условиях, идентичных
условиям в модульной печи УВНЭС-4, при этом размер теплового узла обес-
печивает высокий градиент при НК лопаток ГТД длиной до 350 мм, а про-
изводительность печи по сравнению с существующим оборудованием (модуль-
ная печь УВНЭС-4) повышается в 6—10 раз.
444
Глава 9
КЕРАМИЧЕСКИЕ ФОРМЫ И СТЕРЖНИ
ДЛЯ ЛИТЬЯ ОХЛАЖДАЕМЫХ ЛОПАТОК С
РАВНООСНОЙ, НАПРАВЛЕННОЙ СТОЛБЧАТОЙ
И МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРАМИ^
1.	Общие и специальные требования к керамическим мате-
риалам стержня, оболочковой формы и тигля
2.	Технология изготовления, свойства и применение керами-
ческих стержней
3.	Технология изготовления и свойства оболочковых форм
4.	Взаимодействие оболочковых форм и керамических стерж-
ней с расплавленным металлом при равноосной и направ-
ленной кристаллизации
5.	Обеспечение точности толщин стенок охлаждаемых лопаток
6.	Получение и основные эксплуатационные свойства кера-
мических тиглей
7.	Технология и оборудование для удаления стержней и
оболочковых форм
1.	Общие и специальные требования
к керамическим материалам стержня,
оболочковой формы и тигля.
При выборе или разработке материалов для керамических стержней, обо-
лочковых форм и тиглей учитывают факторы, от которых зависит работоспо-
собность изделия. Эти факторы можно разделить на физические, химичес-
кие, механические и технологические. В каждой из этих групп одни факторы
являются важнейшими, определяющими работоспособность изделия, другие —
второстепенными, сопутствующими главным. .
При выборе материала следует исходить из того, что стержень и форма
должны обеспечить получение качественных отливок с высокой размерной
точностью. Это достигается использованием тугоплавких материалов, темпе-
ратура плавления которых значительно выше расплавленного металла, приме-
няемого для изготовления лопаток ГТД и ГТУ. Кроме того, необходимо учи-
1 © совместно с канд. техн, наук Ю.И. Фоломейкиным, канд. техн, наук И.М. Демонисом.
445
тывать особенности эксплуатации стержней, форм и тиглей при различных
способах литья. Так, при равноосном литье керамические материалы подвер-
гаются при заполнении формы, наряду с гидравлическим воздействием рас-
плавленного металла, резким изменениям температуры, что вызывает суще-
ственные термические напряжения. При нагреве керамического стержня и
оболочковой формы внутренние слои формы прогреваются до 1350—1380 С, а
стержень - до 1400-1450С.
При направленной кристаллизации форма перед заливкой металлом на-
гревается до 1550—1600 С. Длительное пребывание ее в условиях высоких
температур и гидростатических давлений расплавленного металла может при-
водить либо к отклонениям толщины стенок отливок от номинального раз-
мера, либо к разрушению формы. Ввиду высокой химической активности
легирующих элементов жаропрочных сплавов между металлом и формой про-
исходит физико-химическое взаимодействие.
На основании анализа температурно-временных условий процесса литья
лопаток с равноосной, направленной и монокристаллической структурами, а
также многолетнего производственного опыта сформированы главные требо-
вания к керамическим материалам стержня и оболочковой формы (табл. 9.1).
Материалы стержней и форм должны обладать достаточно высокой огне-
упорностью, причем, при монокристальном литье должны быть использова-
ны материалы высшей огнеупорности.
Материалы должны отличаться химической инертностью к жаропрочным
сплавам, что исключает образование пригара на поверхности отливок и из-
менение химического состава в приповерхностных слоях металла. Наличие
открытой пористости в материале необходимо для уменьшения напряжений
в металле при его кристаллизации и для облегчения удаления керамики.
Прочность при комнатной температуре определяет технологические харак-
теристики, а высокотемпературная прочность — эксплуатационные свойства
материала. От температуры начала деформации зависят предельные темпера-
туры службы материала.
При направленной кристаллизации керамическая форма и стержень по-
степенно нагреваются до температур проведения процесса литья и поэтому
необходимо выполнять требование примерного равенства коэффициентов тер-
мического расширения материала формы и стержня для уменьшения дефор-
мации последнего и снижения разностенности лопаток.
Повышение термической стойкости керамических материалов, используе-
мых при равноосном литье, достигается снижением коэффициента термичес-
кого расширения, что важно для крупногабаритных стержней. В тонкостен-
ных стержнях, как правило, не возникает критических термических напряже-
ний, приводящих к их растрескиванию. Материал керамических форм менее
чувствителен к величине коэффициента термического расширения, т.к. обла-
дает слоистой структурой. Отсутствие полиморфных превращений, сопровож-
даемых объемными изменениями, — необходимое требование ко всем мате-
риалам, используемым в литье.
Чистота поверхности керамического материала определяет качество поверх-
ности отливки, при этом шероховатость литой поверхности ниже, чем повер-
хности стержня или формы.
446
Таблица 9.1. Требования к керамическим стержням и оболочковым формам для литья лопаток ГТД и ГТУ, полученным разными методами
Основные свойства материала	Равноосное литье		Направленная кристаллизация		Монокристаллическая технология	
	керамический стержень	оболочковая форма	керамический стержень	оболочковая форма	керамический стержень	оболочковая форма
Огнеупорность, С	> 1600	> 1600	> 1650	> 1650	> 1700	> 1700
Стойкость к действию сплавов	Химическая	инертность	к			:	жаропрочным	сплавам		
Усадка при обжиге, %	< 1	< 1	< 1	< 1	< 0,8	< 0,8
Открытая пористость, % Предел прочности при изгибе,	38-42	34-37	33-38	29-30	33-38	28-29
МПа при: 20°С	12-16	3-8	15-20	15-17	18-25	25-31
1400°С	2,5-4,0	1,5-4,0	8,0-10,0	—	—	—
1500°С Температура начала	—	—	2,5-3,0	3,0-4,0	3,0-3,5	3,5-4,5
деформации, С (нагрузка 0,2 МПа) Коэффициент линейного	1450-1480	1350-1450	1550-1570	1550-1590	1580-1600	1590-1630
термического расширения, 10-6, 1/°С (t = 20-1200С) Коэффициент теплопро-	4,5-8,5	6,5-8,5	8,5-8,7	8,5-8,7	9,0-10,0	9,0-10,0
водности, Вт/мК (при 1200 С ) Шероховатость поверхности, Ra, мкм Точность геометрических размеров, мм		1,7-2,1	2 - ±(0,1-	2,2-2,5 5 -0,15)		2,4-3,0
Способ удаления керамического материала	В растворах щелочей (открытая ванна или авто- клав низкого давления) и ГДУ*	Механическое	В растворах щелочей (автоклав высокого давления) или расплавах фтористых солей и ГДУ*	Механическое	В растворах щелочей (автоклав высокого давления) или расплавах фтористых солей и ГДУ*	Механическое
Гидродинамическая установка
Точность геометрических размеров отливаемых лопаток во многом опре-
деляется их габаритными размерами; предельно достигаемая точность ± (0,1 —
0,15) мм.
Материал оболочковой формы с поверхности отливки должен удаляться
механическим путем, включая пескоструйную обработку. Материал керами-
ческого стержня удаляется из внутренней полости отливки химико-гидравли-
ческим способом в растворах щелочей или расплавах фтористых солей с пос-
ледующей промывкой лопатки струей воды высокого давления. Этим мето-
дом удаляется стержневая керамика различного состава, включая
электрокорундовую.
Анализом технологического процесса плавки мерных шихтовых заготовок,
рафинированных при первичном переплаве, из жаропрочных никелевых спла-
вов установлено, что одним из основных источников неметаллических вклю-
чений в отливаемых деталях является плавильный тигель. В процессе эксплу-
атации он подвергается воздействию термических нагрузок в результате боль-
ших перепадов температур в его стенках по высоте и толщине, а также
физико-химическому взаимодействию с активными компонентами высоколе-
гированного жаропрочного сплава, омывающего внутренние стенки тигля.
При этом уровень температуры и вакуума оказывает большое влияние на ука-
занные процессы.
Термическая стойкость материала тигля и степень его инертности к рас-
плаву металла определяют срок службы тигля. Недостаточная термическая
стойкость тигля приводит к преждевременному образованию вертикальных
трещин в зоне расплава из-за возникновения окружных растягивающих по-
верхностных напряжений, превышающих прочность материала тигля. Инерт-
ность тигля к расплаву ЖС определяется коррозионно-эрозионной стойкос-
тью, т.к. именно по этому механизму идет разрушение материала тигля. Ко-
нечным моментом всех процессов, происходящих на границе расплав-тигель,
которые приводят к появлению экзогенных включений, является унос массы
тигля в виде отдельных частиц. Исследования показали, что при плавке на
промышленных установках частицы разных размеров от эрозии тигля не
всплывают, а попадают в литейную форму, прояв-
ляясь при всех видах контроля.
Срок работы тигля зависит от используемых
материалов и технологии изготовления. Работает
он до начала разрушения, то есть до наступления
«порога эрозии», после чего принудительно заме-
няется на новый. Это требование является опре-
деляющим для получения высококачественных
отливок. Поэтому в плавильном узле необходимо
иметь тигли, выполненные в быстросменном ва-
рианте.
Такой тигель состоит из жаропрочного, плот-
ного инертного покрытия, обеспечивающего вы-
сокую коррозионно-эрозионную стойкость рабо-
чей поверхности при эксплуатации на печах типа
УВНК и УППФ и термостойкого пористого кор-
Рис. 9.1. Комплект быстро-
сменного тигля:
1 - керамический тигель;
2 - охранный стакан;
3 - засыпка с низкой теп-
лопроводностью
448
пуса, гарантирующего работу покрытия в течение инкубационного периода.
Материал корпуса тигля должен удовлетворять следующим требованиям:
предел прочности при изгибе, МПа....................... 15-25
модуль упругости, МПа .....................а........... (0,7-1,7) • 104
коэффициент Пуассона................................... 0,16-0,19
коэффициент линейного термического расширения
(при 20—1200"С),1/"С............................... (6-9,5)	• 10’6
открытая пористость, %................................. 18—25
число циклов до разрушения при интервале
термоциклирования рабочей поверхности.............. 10—20 (1400 °C);
6-10 (1700 °C)
Быстросменный тигель (рис. 9.1) может успешно эксплуатироваться только
в сочетании с охранным стаканом и промежуточной засыпкой, что обеспечи-
вает оптимальное распределение температур и напряжений в стенках тигля.
2.	Технология изготовления, свойства
и применение керамических стержней
В середине 50-х годов для литья пустотелых лопаток с простой конфигу-
рацией внутренней полости начали применяться безобжиговые стержни, из-
готовляемые по Шоу-процессу, основные технологические параметры кото-
рого были разработаны с использованием опыта зарубежных фирм.
Стержни прессовали на пневмопрессах в металлические прессформы. Для
каждого стержня готовили жидкотекучую суспензию, состоящую из порошка
маршалита и гидролизованного раствора этилсиликата. Перед прессованием в
суспензию вводили около 1% от веса порошка 15%-ного раствора едкого
калия или натрия, под действием которого происходило твердение массы в
течение 30—40 с. За это время рабочий запрессовывал массу и выдерживал ее
в прессформе под давлением. После разбора прессформы стержень поджига-
ли и лишь после полного сгорания летучих его снимали. Затем стержень
укрепляли в растворе этилсиликатного крепителя. После воздушной сушки
стержни поступали на изготовление моделей. Такие стержни в течение не-
скольких лет применялись в серийном производстве, несмотря на нестабиль-
ность технологии, низкие прочностные и огнеупорные свойства стержней,
которые к тому же имели большие отклонения по геометрии профиля. В
связи с повышением требований к размерной точности лопаток, усложнени-
ем конструкции их внутренней полости, стало необходимым создание обжи-
говой технологии изготовления керамических стержней. Исследования по ее
разработке были начаты в 1955 г. По новой технологии исходные порошко-
вые материалы при нагреве пластифицируются органическими высокомоле-
кулярными веществами на парафиновой основе до образования жидкотеку-
чих масс, переходящих при остывании в твердое состояние. Стержни прессу-
ются методом горячего литья под давлением из пластифицированных
керамических масс в холодные прессформы, а затем обжигаются.
Результаты выполненной работы были внедрены в начале 60-х годов для
литья охлаждаемых лопаток малых размеров (длиной 40-50 мм) с относительно
простой внутренней полостью. Стержни изготавливались из пылевидного квар-
15— 1051
449
цевого песка и обжигались в электропечах при 1000-1050 С. Удаляли их из от-
ливок в расплавах щелочей. Для литых лопаток длиной 100-200 мм применить
эти стержни не представлялось возможным ввиду их низкой огнеупорности и
нестабильности геометрических размеров из-за полиморфных превращений ди-
оксида кремния, сопровождающихся изменением объема.
В конце 60-х годов для опытных работ по отливке лопаток методом на-
правленной кристаллизации была разработана технология твердофазового
спекания керамических стержней. Стержни изготавливались из порошков
электрокорунда, а в качестве связующего использовался тонкомолотый тех-
нический глинозем (уд. поверхность 10—12 тыс. см2/г) в количестве 15%.
Стержни подвергались двухкратному обжигу: в электропечах при 1250-1300°С
и в проходных газовых или электрических печах с водородной средой при
1550-1650°С. Огневая усадка этих стержней составляла 1,5—2%. Обжиг стер-
жней проводился на одно- или двухсторонних керамических высокоогнеу-
порных подставках (драйерах), полностью воспроизводящих геометрический
профиль стержней. Такие драйеры получали полусухим прессованием на
мощных (1000 кН) гидропрессах в специальной прессформе с плавающей
матрицей, с последующим обжигом при 1550—1650°С.
Разработанная технология подробно описана в литературе [1]; основные
ее элементы до настоящего времени используются в промышленности.
При внедрении этой технологии в производство были проведены ее дора-
ботка и уточнение. Принципиальная схема технологического процесса изго-
товления керамических стержней показана на рис. 9.2.
Термопластификация стержневой смеси обычно выполняется в обогревае-
мых конверторах или лопастных мешалках. В процессе приготовления стерж-
невой массы при ее длительном перемешивании захватываются пузырьки
воздуха, которые самопроизвольно не удаляются. Наличие воздушных вклю-
чений снижает литейную способность шликера и существенно влияет на
свойства обожженных керамических стержней. Прочность стержней из такой
массы не постоянна из-за нарушения однородности структуры материала.
Кроме этого, при обжиге крупноразмерных стержней наблюдаются значитель-
ные утяжины, не подлежащие ремонту. Для получения качественной стерж-
невой массы проводят ее вакуумирование при 120— 150°С в течение 3—4 мин.
Прессование стержней на гидропрессах является наиболее сложной и тру-
доемкой операцией. Вместе с тем применение ручного труда при сборке прес-
сформ, отсутствие контроля температуры массы перед прессованием и другие
субъективные факторы отрицательно сказываются на качестве стержней и
производительности при прессовании. При разработке технологии прессова-
ния каждого вида и типоразмера стержней устанавливаются основные техно-
логические параметры массы и процесса прессования: температура массы,
удельное давление прессования, выдержка под давлением, температура прес-
сформы и др.
Применяемая установка для прессования стержней включает: гидравличес-
кий пресс, термостат для разогрева и автоматического поддержания темпера-
туры массы, гидрозажим для смыкания прессформы с заданным усилием,
водоохлаждающий стол для охлаждения прессформ, механизированное при-
способление для удаления пресс-остатков из стакана и др. Использование та-
450
Рис. 9.2. Схема технологического процесса изготовления керамических стержней для литья
охлаждаемых лопаток ГТД и ГТУ
кой установки значительно облегчает и механизирует выполнение рада опе-
раций и обеспечивает получение стержней с высокой размерной точностью.
Исключение ручной сборки прессформ, при которой половинки прессформы
стягивались болтами, позволило применять повышенное давление прессова-
ния для особо сложных стержней с сохранением заданных толщин.
Получение стержней высокой геометрической точности (± 0,15 мм) явля-
ется одним из важнейших вопросов при их производстве и поэтому должно
обеспечиваться каждым технологическим переделом. Использование высоко-
огнеупорных керамических драйеров дает возможность получать высокоточ-
ные стержни после обжига. Эта технология является дорогостоящей и. оправ-
15*
451
дывает себя только в отдельных случаях, когда, например, необходимо изго-
товить протяженный тонкостенный стержень ажурной конструкции. Для обес-
печения размерной точности стержней при их обжиге в засыпке глиноземом
в процесс подготовки стержня к обжигу включена рихтовка его после прес-
сования, так как при съеме сложнопрофильного стержня с металлической
прессформы неизбежно происходит его коробление.
Исходя из того, что в состав отпрессованного «сырого» стержня входит
термопластичный пластификатор, который обеспечивает податливость стерж-
ня при нагреве, становится возможным восстановление геометрии стержня.
Так, при нагреве «сырого» стержня до 40—50°С с последующим его зажатием
между двумя половинками металлического драйера, геометрический профиль
стержня полностью воспроизводит профиль гладких поверхностей драйера.
Анализ соответствия профилей «сырых» и обожженных стержней показал, что
в отдельных случаях наблюдается устойчивое отклонение профиля обожжен-
ных стержней от требуемого в одном направлении. В связи с этим профиль
поверхности металлического драйера выполняется с учетом коробления стер-
жня при обжиге.
В производстве рихтовка стержней осуществляется в специальных воздуш-
ных или водяных термостатах с автоматическим поддержанием температуры.
Стержни помещают в термостаты на стальные драйеры. После 2—3 мин вы-
держки их перекладывают в двухсторонние драйеры, находящиеся на столе с
водяным охлаждением. Правильность подобранных параметров рихтовки оце-
нивается по результатам замера геометрии отрихтованных стержней.
Обжиг стержней предполагает проведение дополнительных операций: ук-
ладку стержней в короба, засыпку их глиноземом и виброуплотнение глино-
зема. В сочетании с оптимальным температурным режимом обжига эти опе-
рации являются завершающими в получении годных по геометрии и прочно-
сти стержней.
Определены главные требования к качеству засыпочного глинозема: пори-
стая сферолитовая структура частиц; содержание щелочных оксидов 0,2—0,3%;
содержание а-А12О3 не менее 98%; удельная поверхность 1200—1850 см2/г.
Сферолитовая структура частиц глинозема и заданная удельная поверхность
обеспечивают высокие адсорбционные свойства засыпочного материала и
создают условия для максимального удаления расплавленного пластификато-
ра из стержня в процессе нагрева. Перевод глинозема из у- в a-форму сни-
жает усадку засыпки при высокотемпературном обжиге стержней и повышает
их геометрическую точность. Обработка засыпочного глинозема 1,5%-ным
раствором соляной кислоты позволяет ускорить перевод глинозема из у- и р-
формы в исходном состоянии в термостабильную a-форму. Так, прокалива-
ние глинозема, обработанного раствором соляной кислоты, при 1350°С при-
водит к образованию а-А12О3 в количестве 93—95%. Такая же степень стаби-
лизации у глинозема, не обработанного соляной кислотой, достигается при
трехкратном его прокаливании при 1460°С.
Уменьшение содержания оксидов щелочей с 0,4—0,45% до 0,2—0,3% по-
зволяет существенно улучшить качество поверхности стержней за счет сни-
жения припекания частиц глинозема и стабилизировать термомеханические
свойства стержней. Кроме того, сферическая форма зерен глинозема способ-
452
ствует хорошей его уплотняемости при вибрации. Виброуполотнение засы-
почного глинозема обеспечивает плотный контакт с обжигаемым стержнем,
что создает оптимальные условия для миграции расплавленного пластифика-
тора в засыпку и предохраняет стержень от деформации при нагреве. Иссле-
дования показали, что наибольшее уплотнение происходит при частоте коле-
баний 100—125 Гц и амплитуде колебаний 0,1 мм в течение первых 20—40 с.
Обжиг керамических стержней с целью придания им определенных физи-
ко-механических свойств является заключительной операцией технологичес-
кого процесса. Стержни следует обжигать по определенному режиму, кото-
рый определяют предварительными исследованиями. При обжиге стержней,
изготовленных на термопластичном пластификаторе, происходят удаление
временной технологической связки и спекание керамического материала. По
мере нагревания, пластификатор на основе парафина расплавляется и отса-
сывается с поверхности детали в прилегающие слои засыпки, причем из внут-
ренних слоев он мигрирует к наружным. При дальнейшем повышении тем-
пературы пластификатор подвергается термическому разложению (пиролизу),
сопровождаемому большим газовыделением. Сначала разлагаются более лег-
кие фракции углеводородов, затем — более тяжелые [2].
Для определения оптимальных режимов подъема температуры были уста-
новлены температурно-временные и количественные параметры процесса уда-
ления пластификатора из стержневого материала в процессе термообработки
до 350°С. Образцы, находящиеся в засыпке глиноземом, нагревали до задан-
ной температуры, выдерживали определенное время, после чего расформовы-
вали и взвешивали. Потеря веса указывала на количество удаленного пласти-
фикатора.
Температура нагрева определяет скорость удаления связки. На рис. 9.3
показана кривая, характеризующая влияние температуры на процесс удале-
ния пластификатора при выдержке в течение 2 ч. В исследованном темпера-
турном интервале можно условно выделить четыре области, в которых после-
довательно протекают следующие процессы:
—	расплавление пластификатора и начало его адсорбции в засыпку;
—	интенсивная адсорбция пластификатора в засыпку;
—	пиролиз пластификатора;
—	выгорание продуктов пиролиза.
Наибольшая потеря связки происходит в интервале температур 50—200 С
за счет ее капиллярного всасывания в засыпку и частичного разложения. По-
тери связки составляют 70—75% от исходного количества. Влияние времени
на процесс удаления связки видно из
приведенных на рис. 9.4 кривых. По-
тери связки при увеличении времени
выдержки растут для данной темпера-
туры до определенного предела, причем
наиболее интенсивно в первые 1-2 ч.
Рис. 9.3. Влияние температуры на процесс
удаления пластификатора
453
Рис. 9.4. Влияние времени выдерж-
ки на процесс удаления пластифи-
катора при температурах, °C: 1 —
100; 2 - 150; 3 - 200; 4 - 270
Изучение влияния параметров термо-
обработки стержней на их прочность показа-
ло, что наименьшую прочность имеет стерж-
невой материал с частично удаленным плас-
тификатором после обработки при 150°С, а
наибольшую — при 275—285°С (рис. 9.5).
Изменение пористости стержней от тем-
пературы и времени нагрева показано на
рис. 9.6. При увеличении температуры и вре-
мени термообработки происходит возрастание
открытой пористости до 30%, что хорошо со-
гласуется с результатами исследования по-
терь связки и изменения прочности матери-
ала в зависимости от режима его нагрева.
Исследованиями установлено, что на
первом этапе обжига, соответствующем процессам удаления пластификатора,
наиболее критическим является температурный интервал 50-350°С, в кото-
ром происходят расплавление и удаление пластификатора в засыпку. В этом
температурном интервале важно медленно прогревать стержень для беспре-
пятственного удаления пластификатора, что исключает образование в нем
пузырей, трещин и его деформацию.
Конечная температура обжига соответствует завершению основных процес-
сов спекания. В качестве главного признака спекания принята механическая
прочность материала в процессе его термической обработки. Оптимальная
температура обжига стержневого материала составляет 1320— 1390°С.
Анализ работы промышленных печей, как проходных газовых, так и элек-
трических камерных, с учетом распределения температур в различных их зо-
нах, теплопроводности засыпки и кинетики удаления термопластификатора,
позволил установить следующий температурный режим обжига керамических
Рис. 9.6. Влияние температуры на пористость при времени выдержки, ч:
1 - 4; 2 - 2; 3 - 1
прочность
454
стержней: подъем температуры до 600 С со скоро-
стью 15—50°С/ч до 1320—1390°С со скоростью
100°С/ч и выше, выдержка при максимальной
температуре 6—10 ч, охлаждение вместе с печью.
Изучение процессов, происходящих при об-
жиге керамических стержней, позволило разра-
ботать технологию изготовления безобжиговых
стержней простой конфигурации. Такая техноло-
гия предусматривает термообработку при 250-
300 С в засыпке глиноземом и последующую про-
питку пористых стержней кремнийорганической
жидкостью, которая при сушке на воздухе поли-
меризуется и упрочняет стержень (патент РФ
№1543693, 1987 г.).
Выгорание коксового остатка в стержне и его
Рис. 9.7. Стержень, изготов-
ленный по безобжиговой
технологии
дальнейшее упрочнение
происходят при прокалке оболочковой формы в окислительной среде. Стер-
жень для отливки завихрителя, изготовленный по безобжиговой технологии,
показан на рис. 9.7.
Для обеспечения высокого качества сложных внутренних полостей лопа-
ток рекомендуется проведение лазерной зачистки «сырых» или обожженных
стержней.Вручную эта операция выполняется алмазированным инструментом,
требует острого зрения и особой чувствительности рук рабочего при манипу-
ляциях инструментом и хрупким стержнем. При ручной обработке в трудно-
доступных местах стержня не удается полностью удалить облой, в то время
как при лазерной зачистке облой удаляется полностью, а острые кромки
скругляются за счет частичного оплавления. Применяемый для лазерной за-
чистки керамических стержней станок состоит из лазерного излучателя с
системами фокусировки и наблюдения, трехкоординатного позиционера с тех-
нологической оснасткой и устройства числового программного управления.
Пример такой зачистки обожженных стержней для лопаток с циклонно-вих-
ревым охлаждением показан на рис. 9.8, на котором видны качественно сфор-
Рис. 9.8. Вихревая матрица керамического стержня после лазерной зачистки
455
мированные круглые отверстия в вихревой матрице. Исходные отверстия в
стержне имели прямоугольную форму.
Основными огнеупорными материалами для изготовления стержней явля-
ются электрокорунд, циркон и кристаллический кварц. Электрокорунд вхо-
дит в состав практически всех используемых в настоящее время керамичес-
ких стержней как наиболее химически инертный, высокотемпературный ма-
териал, выпускаемый промышленностью в виде порошков различного
фракционного состава.
Повышение размерной точности и качества керамических стержней дос-
тигается в первую очередь за счет разработки оптимального гранулометри-
ческого состава электрокорундовой смеси и высокотемпературной связки.
При оптимитизации гранулометрического состава исходят из того, что
стержни должны иметь минимальную усадку, низкую шероховатость поверх-
ности и высокую прочность и пористость. Влияние размера зерен моно-
фракционного электрокорунда на свойства получаемой керамики показано
на рис. 9.9. При изменении размера зерен от 10 мкм до 100 мкм происхо-
дит уменьшение усадки материала с 3% до 0,5%, снижение прочности при
изгибе с 18 МПа до 1,4 МПа и незначительное увеличение пористости.
На основании этих данных и результатов работы с трехфракционными ших-
товыми смесями разработаны оптимальные составы элекгрокорундовых шихт для
различных групп стержней (рис. 9.10). В зависимости от вида и размеров стер-
жней проведена их классификация, представленная в табл. 9.2. Оптимальные
гранулометрические составы элекгрокорундовых шихт приведены в табл. 9.3.
Крупные фракции электрокорунда в сочетании с зернами средних разме-
ров формируют жесткий малоусадочный каркас, а мелкие фракции обеспечи-
вают требуемую шероховатость поверхности.
Спекание корундовых материалов зернистого строения, не содержащих
стеклообразующих добавок, проводят при 1700—1750оС. Получаемая керамика
характеризуется однородным кристаллическим строением, низким содержани-
Размер зерна электрокорунда, мкм
Рис. 9.9. Зависимость свойств корундовой керамики от размера зерна электрокорунда (об-
жиг при 1350°С, выдержка: 10 ч; высокотемпературная связка — 1%-ный TiO2):
1 — линейная усадка; 2 — открытая пористость; 3 — прочность при изгибе; 4 — содержа-
ние пластификатора ПП-10
456
Группа I
Группа К
Группа ffi
\* I h 11 h 1111 h h h 11 h’h’hi
Рис. 9.10. Электрокорундовые стержни
457
Таблица 9.2. Классификация керамических стержней для литья рабочих охлаждаемых тур-
бинных лопаток
Группа стержней	Размеры стержня, мм			Характеристика систем охлаждения
	длина	ширина	минимальная толщина	
I	70-100	30-40	0,6-1,0	циклонно-вихревая петлевая штырьковая
II	100-150	40-50	1,0-2,0	петлевая дефлекторная вихревая штырьковая
III	150-250	50-60	2,5	штырьковая дефлекторная
Таблица 9.3. Оптимальные гранулометрические составы стержневых шихт
Группа стержней	Заданная усадка, %	Содержание фракций, %, при размерах, мкм		
		100-120	80-100	40-50	14-20
I	0,5-0,6	—	20-30	40-60	20-30
II	0,6-0,7	30-40	30-40	20-30
III	0,7-0,9	60-80	10-20	10-20
ем плавней (менее 1%), что обусловливает высокие температуры размягчения
под нагрузкой и постоянство объема при обжиге и эксплуатации. Наряду с
этим, такая керамика обладает высокой стойкостью по отношению к раство-
рам и расплавам щелочей, что затрудняет ее удаление из отливок.
Для литья охлаждаемых лопаток с равноосной структурой используются
элекгрокорундовые стержни с добавками диоксида кремния, которые снижа-
ют температуру обжига таких стержней до 1300—1350°С и существенно улуч-
шают их удаляемость из отливок. Реакционная способность диоксида крем-
ния должна быть достаточной, чтобы при обжиге в местах контактов зерен
электрокорунда образовалось высокотемпературное соединение на основе
А12О3 — SiO2, обеспечивающее получение стержней с заданными свойствами.
Непрореагировавшая в стержне часть SiO2 хорошо растворяется в щелочах,
тем самым обеспечивая его выщелачиваемость из отливки. В качестве крем-
нийсодержащего связующего используют пылевидный кварц, рентгеноаморфный
кварц, карбид кремния, кремнийорганические смолы и лаки. В отличие от по-
рошкообразных кремнийсодержащих связующих, смолы и лаки являются пле-
нообразующими материалами и формируют более однородную и высокопори-
стую структуру. Влияние вида и количества кремнийсодержащих связующих на
температуру начала деформации материала стержней показано на рис. 9.11.
Исследования показывают, что при одинаковом содержании SiO2 (плавле-
ного и кристаллического кварца) деформационная устойчивость, выраженная
температурой начала деформации под нагрузкой 0,2 МПа, у материала с
458
Рис. 9.11. Влияние вида и ка-
чества связующих добавок на
температуру начала деформа-
ции электрокорундовых стерж-
ней (обжиг при 1350°С, выдер-
жка 6 ч):
1 - карбид кремния; 2 —
плавленый кварц; 3 — крис-
таллический кварц
плавленым кварцем выше, чем с кристаллическим. Введение карбида крем-
ния значительно повышает температуру начала деформации, что связано с
высокой активностью оксида кремния в момент его образования при окисле-
нии карбида кремния по реакции: SiC + 3/2O2 -> SiO2 + СО. В этом случае,
как можно предположить, на границах зерен синтезируется муллитовая связ-
ка, которая обеспечивает прочное срастание основной высокоогнеупорной
кристаллической фазы — электрокорунда.
При содержании карбида кремния более 3 %, при обжиге происходит
неполное окисление SiC, что является недопустимым, так как при использо-
вании таких стержней для литья охлаждаемых лопаток в условиях вакуума
протекает реакция с выделением газообразных продуктов [3] 2SiO2^ +
+ SiC(TB) = 3SiO(r) + СО(гу Экспериментально установлено заметное выделе-
ние газообразных продуктов из электрокорундовой керамики с добавками SiC
при 1350°С и выше в вакуумных установках для литья лопаток.
На основании сказанного предпочтение отдается корундовому материалу
со связующим, вводимым через
карбид кремния в количестве не
более 2,5%. Керамические стер-
жни, изготовленные из такого
материала, рекомендуется ис-
пользовать при литье охлаждае-
мых лопаток с равноосной
структурой.
Для литья охлаждаемых лопа-
ток с направленной столбчатой и
монокристаллической структура-
ми разработан материал на осно-
ве электрокорунда с добавками
активного оксида алюминия,
обеспечивающий необходимый
уровень свойств керамических
стержней, обожженных при
1320“1390°С. Микроструктура ма-
териала показана на рис. 9.12 и
представляет собой сросшиеся
Рис. 9.12. Микроструктура керамического матери-
ала стержня (хЮОО):
а - связующее а-А12О3; б — зерно электрокорунда
459
закристаллизованные конгломераты зерен керамической матрицы. Этот матери-
ал в процессе нагрева до 1500°С не испытывает полиморфных превращений и
дополнительных усадок при выдержке в течение 1,0-1,5 ч.
Температура начала деформации, характеризующая устойчивость стержня
в процессе литья, превышает 1580°С, что на 150—200°С выше, чем у матери-
ала стержней для равноосного литья.
Для крупногабаритных равноосных лопаток рекомендуется применять ке-
рамические стержни, содержащие наряду с электрокорундом порошки цир-
кона (60%) и кварца (20%). Преимущество таких стержней заключается в
повышенной деформационной устойчивости в процессе литья за счет более
высокой (на 30—50°С) температуры начала деформации и меньшего теплово-
го расширения материала.
Известно, что наряду с совершенствованием составов жаропрочных
сплавов и технологии литья лопаток, включая монокристальную, увеличе-
ние эффективности охлаждения лопаток ГТД и ГТУ позволяет повысить
температуру газа на входе в турбину. Так, по данным Ф. Пиккеринга [4] в
последние годы около половины прироста температуры газа осуществилось
в результате совершенствования схем воздушного охлаждения рабочих и со-
пловых лопаток. Формирование внутренней полости таких лопаток выпол-
нялось керамическими стержнями, изготовленными по традиционной тех-
нологии.
В настоящее время активно разрабатывается новая высокоэффективная
транспирационная или проникающая система охлаждения, которая позволяет
для монокристальных лопаток повысить температуру газа с 157 ГС до превы-
шающей 1649 С [5]. Основной особенностью этой системы охлаждения явля-
ется наличие в стенках лопатки системы каналов и отверстий диаметром 0,4—
0,6 мм. Для их оформления был разработан составной стержень, включаю-
щий дополнительные мини-стержни. Основной и дополнительные
мини-стержни изготавливают по общепринятой технологии, а их соединение
осуществляется при помощи высокотемпературной клеевой композиции (па-
тент РФ №2090299, 1997г.).
Дальнейшее развитие проникающей системы охлаждения потребовало со-
здания многостенной лопатки. В такой лопатке стенка имеет дополнитель-
ную полость толщиной 0,5 мм и штырьки. Охлаждающий воздух из внутрен-
ней полости лопатки через калиброванные отверстия поступает в дополни-
тельную полость, а затем через выходные отверстия (диаметром 0,4—0,5 мм) —
на поверхность лопатки.
Для реализации описанной проникающей системы охлаждения разработан
способ изготовления стержней с применением «гибкой» керамики (патент РФ
№2126308, 1998г), схема технологического процесса изготовления составных
стержней показана на рис. 9.13. Используя такие стержни, можно получать
монокристаллические многостенные лопатки с проникающим охлаждением
(рис. 9.14).
«Гибкая» керамика представляет собой керамополимерный материал, спо-
собный огибать сложнопрофильные поверхности без образования трещин и
других дефектов, фиксировать заданный профиль и при высокотемператур-
ной обработке переходить в твердое состояние.
460
Основной керамический стержень
Гибкий дополнительный стержень
Рис. 9.13. Схема технологического процесса изготовления составного стержня с использо-
ванием гибкого дополнительного стержня
Рис. 9.14. Многостенная лопатка с про-
никающей системой охлаждения
461
3.	Технология изготовления и свойства оболочковых форм
Литьем по выплавляемым моделям можно получать практически готовые
точные сложнопрофильные лопатки ГТД и ГТУ с необходимыми свойствами
и конфигурацией без механической обработки по перу. Трудоемкость изго-
товления таких лопаток по сравнению со штампованными в 4—6 раз ниже,
коэффициент использования металла в 3—4 раза выше, а охлаждаемые лопат-
ки, внутренняя полость которых насыщена штырьками, перемычками, турбу-
лизаторами, тонкими каналами и т.д., штамповкой вообще получить невоз-
можно.
При литье по выплавляемым моделям качество получаемых отливок во
многом определяет керамическая форма. Технология изготовления керами-
ческих оболочковых форм включает следующие операции:
—	подготовка исходных материалов;
—	приготовление связующего;
—	приготовление керамической суспензии;
—	последовательное нанесение на модельный блок слоев керамической сус-
пензии с последующей обсыпкой крупнозернистым материалом и сушкой;
—	вытапливание восковой или вымывание солевой модельной массы из
керамической формы;
—	прокалка керамической оболочковой формы.
Для изготовления литейных керамических форм в качестве огнеупорных
материалов применяются дистенсиллиманит и электрокорунд. В отличие от
дистенсиллиманита, который при нагреве до температуры прокалки и залив-
ки формы претерпевает полиморфные превращения с изменением объема
(приводящие к разупрочнению формы, искажению геометрии отливок и за-
сорам), электрокорунд является стабильным материалом, не изменяющим
своих свойств в широком температурном интервале, вплоть до температуры
размягчения.	'
Дистен-силлиманитовый концентрат, выпускаемый промышленностью в
виде порошка (ТУ 48-4-307-78), состоит из 37% дистена, 55% силлиманита и
8% примесей: кварца, рутила, циркона, ставролита, ильменита и др. При
нагреве дистен переходит в муллит при 1200-1450 С, а силлиманит — при
1400—1700 С. Более плотная упаковка атомов в структуре дистена приводит
при муллитообразовании к большему увеличению объема, чем у силлимани-
та. В связи с этим дистен-силлиманитовый концентрат рекомендуется исполь-
зовать при равноосном литье с предварительной термообработкой для час-
тичной стабилизации фазового состава. Вместе с тем, в промышленности есть
опыт применения стабилизированного дистен-силлиманита, в качестве напол-
нителя огнеупорной суспензии на первые слой керамической оболочковой
формы, при литье методом направленной кристаллизации.
Для получения высококачественных отливок применяют керамические
формы на основе белого электрокорунда (ГОСТ 3647—80), который является
наиболее чистым высокоогнеупорным материалом (табл. 9.4), не требующим
специальной дополнительной обработки. Электрокорундовая шихта включает
три узкие фракции зерен - крупные (М63), средние (М40) и мелкие (М7).
Зерновой состав микрошлифпорошков приведен в табл. 9.5.
462
При отливке лопаток с регламентированной равноосной структурой ис-
пользуют порошок алюмината кобальта, синтезируемый из смеси Д12О3 и
Со3О4 при температуре 1250-1350°С.
Во всех случаях в качестве обсыпочного материала используют крупно-
зернистый белый электрокорунд (табл. 9.6).
Все огнеупорные материалы перед использованием просушивают при
250-500°С для предупреждения попадания неучтенной влаги в связующее
при приготовлении суспензии.
Основным материалом для связующего при изготовлении керамических
форм является этилсиликат ЭТС-40 (представляющий смесь этиловых эфи-
ров ортокремниевой и поликремниевых кислот), средний состав которого со-
Та блица 9.4. Химический состав шлифматериалов А12О3 электрокорунда
Марка	Зернистость	Содержание, % (масс.)		
		Fe2O3	SiO2	Na2O
25А	№20-63	0,015	0,035	0,165
	М63-М40	0,013	0,027	0,14
	М7	0,016	0,045	0,15
Таблица 9.5. Зерновой состав микрошлифпорошков А12О3 электрокорунда
Фракции
Зер- нис- тость	Размер зерен, мкм	Содер- жание, %, не более	Размер зерен, мкм	Содер- жание, %, не более	Размер зерен, мкм	Содер- жание, %, не более	Размер зерен, мкм	Содер- жание, %, не более	Размер зерен, мкм	Содер- жание, %, не более
М63	100-80	2	100-63	20	63-50	45	63-40	73	мель- че 40	7 *
М40	63-50	3	63-40	20	40-28	45	40-20	72	мель- че 20	8
М7	14-10	5	14-7	27	7-5	40	7-3	64	мель- че 3	9
Таблица 9.6. Зерновой состав шлифзерна А12О3 электрокорунда
Зернистость	Размер стороны ячейки сита в свету, мкм				
	100% предельной фракции проходит через сито	не более 20% крупной фракции задержива- ется на сите	не менее 20% основной фракции задержива- ется на сите	не менее 90% комплексной фракции задержива- ется на сите	не более 3% мелкой фракции проходит через сито
№63	1000	800	630	800;630;500	400
 №40	630	500	400	500;400;315	250
№20	315	250	200	250;200;160	125
463
ответствует формуле (RO)3Si [OSi(OR)2]4 OSi(OR)3, содержит 41±1% SiO2,
10—15% тетраэтоксисилана и не более 0,5% НС1.
Связующие свойства этилсиликат ЭТС-40 приобретает в процессе гидро-
лиза, когда образуются олигомерные кремниевые кислоты, при поликонден-
сации которых SiO2 связывает огнеупорные частицы керамической формы.
Связующий раствор представляет собой смесь полимеров, находящихся на
разных стадиях гидролитической поликонденсации, содержащих различное
количество функциональных групп — ОС2Н5 и —ОН и увеличенное, по срав-
нению с исходным, количество силоксанового кислорода. Наличие этоксиль-
ных — ОС2Н5 и гидроксильных (—ОН) групп обеспечивает не только ста-
бильность раствора, но и смачиваемость, химическую и адгезионную связь
огнеупора со связующим, способствуя некоторой эластичности связки.
Состав связующего раствора (т.е. количество силоксанового кислорода),
количество и характер функциональных групп, глубина гидролиза этилсили-
ката ЭТС-40, находятся в прямой зависимости от соотношения (в молях)
общего количества участвующей в гидролизе воды и этоксильных групп
H2O/OR. Исследования показали, что с увеличением соотношения H2O/OR
от 0,35 до 1,0 уменьшается количество этоксильных групп с 14,67 до 0,78%
(рис. 9.15) а степень гидролиза возрастает с 47,6 до 97% (рис. 9.16). При
длительном хранении при комнатной температуре наиболее стабильным яв-
ляется гидролизат с мольным соотношением H2O/OR = 0,35. Его состав, сте-
пень гидролиза и кинематическая вязкость (рис. 9.17) практически не изме-
няются. Наименее стабильны связующие растворы при мольном соотноше-
нии H2O/OR = 0,85 и 1,0. Вязкость этих гидролизатов начинает увеличиваться
с первого дня хранения, причем резко меняется химический состав раство-
ров. При мольном соотношении H2O/OR = 0,85 желирование раствора на-
ступает через 3 недели, а при соотношении H2O/OR = 1,0 — через 8 дней.
В процессе хранения гидролиз протекает за счет «свободной воды», име-
ющейся в связующем растворе, с увеличением количества гидроксильных
групп. В гидролизате при мольном соотношении H2O/OR = 0,55 вязкость
постепенно нарастает и на 70-й день связующий раствор желирует, при этом
степень гидролиза повышается на 4%. Практически без изменения раствор
остается в течение 40—45 дней.
Рис. 9.15. Изменение содержания OR во времени в зависимости от отношения H2O/OR
464
Недели
Рис.
Рис.
9.16. Изменение степени гидролиза во времени в зависимости от отношения H2O/OR
9.17. Изменение кинематической вязкости гидролизатов во времени:
* - желирование
При гидролизе этилсиликата ЭТС-40 в качестве катализатора используют
соляную или азотную кислоту. Они эффективно катализируют отщепление
алкоксигруппы водой, что при увеличении их содержания приводит к более
интенсивному нарастанию вязкости связующего раствора и увеличению сте-
пени гидролиза.
Таким образом, изменением мольного соотношения H2O/OR и содержа-
ния кислотного катализатора можно управлять процессом гидролиза и полу-
чать стабильные гидролизаты с заданными свойствами.
Гидролиз ЭТС-40 осуществляют раздельным способом с учетом получения
в готовом гидролизате SiO2—(14—17%), НС1—(0,25—0,30%) при мольном соот-
ношении воды и этоксильных групп H2O/OR = 0,5. Температура реакцион-
ной смеси в процессе гидролиза не должна превышать 45°С. Вязкость гидро-
лизата должна быть в пределах 3,1—3,4 сСт.
Керамическая суспензия готовится на основе гидролизованного ЭТС-40 и
порошков электрокорунда или дистен-силлиманита. Состав базовой электро-
корундовой шихты: М7 - 25%, М40 - 40%, М63 - 35%. Соотношение жид-
кой и твердой фаз: в электрокорундовой суспензии 1 : 3,5; дистен-силлима-
нитовой суспензии 1 : 1,4. Вязкость суспензии по ВЗ-4 составляет
30-55 с. При получении керамических форм для литья лопаток с регламен-
тированной равноосной структурой в состав шихты дополнительно вводят
алюминат кобальта. Для направленной кристаллизации (НК) применяется
только элекгрокорундовая суспензия, в состав которой дополнительно вво-
дится активный оксид алюминия в количестве 5—15%.
Нанесение керамического покрытия на модельный блок производится
послойно, путем его окунания в керамическую суспензию. Суспензия должна
465
ложиться на модель ровным слоем, без потеков и грубых наплывов, без ко-
мочков и посторонних включений. После каждого окунания модельный блок
необходимо вращать в течение 10—15 с для равномерного распределения сус-
пензии на поверхности блока. Модельные блоки показаны на рис. 9.18.
Технологическая особенность нанесения на модель первого и последую-
щих слоев покрытия достаточно подробно изложена в литературе [6]. При
нанесении керамического покрытия суспензия довольно длительное время не-
прерывно перемешивается в открытой емкости, что приводит к значительной
(до 10%) потере жидкой составляющей (испарению) и увеличению вязкости.
В связи с этим каждая последующая модель окунается в суспензию с различ-
ными реологическими свойствами.
Для обеспечения оптимальной структуры как всей оболочки, так и каждо-
го слоя в отдельности необходимо, чтобы частицы присыпочного материала
внедрялись в суспензионный слой на глубину, равную половине его толщи-
ны, при нанесении первого слоя и практически на всю глубину — при нане-
сении последующих слоев покрытия, т.е. необходимо, чтобы между всеми
твердыми частицами присыпочного материала независимо от принадлежнос-
ти к тому или иному слою (за исключением первого) были прослойки сус-
пензии одинаковой (минимальной) толщины. Подобная укладка частиц с
равномерным объемным распределением суспензии между зернами присыпоч-
ного материала обеспечивает максимальное наполнение слоя упрочнителем.
Технология нанесения второго и последующих слоев покрытия имеет свои
особенности, обусловленные капиллярно-пористым строением ранее нанесен-
ного покрытия. Модель с достаточно высушенным слоем окунается в суспен-
зию, оставшуюся после нанесения первого слоя, либо во'вновь приготовлен-
ную. В первом случае загустевшая суспензия разбавляется до заданной по тех-
нологическому процессу вязкости либо растворителем этилсиликата, либо
раствором гидролизованного этилсиликата. После погружения пористой обо-
Рис. 9.18. Модельные блоки
466
лочки в суспензию с достаточно высокой вязкостью (более 40 с по ВЗ-4)
выделяющиеся пузырьки воздуха могут оставаться в покрытии.
Скорость впитывания и количество впитавшейся жидкости зависят от тол-
щины и пористости предыдущего слоя. При длительной выдержке блока в
суспензии, образовавшееся уплотнение сдерживает дальнейшее поступление жид-
кой составляющей в предыдущий слой, т.е. скорость насыщения уменьшается.
Обычно блок из суспензии извлекают до образования уплотненного барьера.
Таким образом, во время выдержки модели с покрытием в суспензии од-
новременно происходят два процесса: впитывание связующего покрытием и
формирование нового слоя покрытия. В результате с течением времени со-
став суспензии изменяется, она все больше загустевает и теряет связующую
способность.
О пригодности для дальнейшей работы такой суспензии, обедненной свя-
зующим и растворителем, как правило, судят по ее вязкости (по ВЗ-4). При
повышенной вязкости в суспензию добавляют раствор гидролизованного этил-
силиката и продолжают наносить слои покрытия. Если суспензию не разбав-
ляют, т.е. продолжают работать на суспензии повышенной вязкости, то полу-
чаются более утолщенные, плохо и долго сохнущие слои с низкой прочнос-
тью. На рис. 9.19 видно, что впитывание связующего значительно возрастает
с увеличением числа слоев в покрытии, причем если однослойное покрытие
впитывается гидролизатом за 30 с, а двухслойное — за 40 с, то трех- и четы-
рехслойные — значительно медленнее. Смещение максимумов впитывания
обусловлено, очевидно, закупоркой капилляров и микротрещин предыдущих
слоев, полимеризовавшихся при сушке проникшим ГРЭТС. В зависимости от
номенклатуры и сложности отливок изготовляют многослойные покрытия,
состоящие из 6—12 слоев.
В качестве обсыпочного материала применяют крупнозернистый элект-
рокорунд, причем размер зерен при обсыпке последовательно увеличивает-
ся от лицевого (первого слоя) к наружному. Рекомендуется такая последо-
вательность обсыпки: для первого слоя — электрокорунд №20, для второго
слоя — электрокорунд №40, для третьего и последующих слоев — электро-
корунд №63.
Обсыпка проводится в пескосыпах с псевдокипя- щим слоем, а в случае крупногабаритных форм в пескосыпах элеваторного типа с падающим потоком зерен электрокорунда. Рис. 9.19. Кинетические кри- вые впитывания ГРЭТС по- крытиями: 1, 2, 3, 4 — число слоев	(Спр/Гп)-102, г/см3	 30 ‘ 		§ 25 -	/*	* 	1* <У s'"*	3 20-	/ X	$	4--—FSS / /	5——S —	Т 15 - / /		"б	о 4 10 и 5 0	20	40	60	80	100 Тпр, с
467
Применение роботов-манипуляторов с пятью степенями свободы для на-
несения слоев суспензии и их обсыпки позволяет максимально стабилизиро-
вать качество покрытий.
В условиях массового изготовления оболочковых форм сушка каждого слоя
керамического покрытия производится в вакуумно-аммиачной установке.
Сушка включает следующую последовательность операций:
—	продувка воздухом с температурой 25—35°С;
—	вакуумирование камеры и выдержка блоков при остаточном давлении
(25-30) • 102 Па;
—	напуск аммиака в камеру до остаточного давления (60—130) • 102 Па;
—	откачка аммиака и продувка камеры воздухом.
После сушки блоки выдерживают на воздухе до полного исчезновения
запаха аммиака.
В процессе сушки происходят сложные физико-химические процессы:
—	испарение влаги с поверхности оболочки и миграция ее из нижележа-
щих слоев керамического покрытия. Поскольку испарение сопровождается
снижением температуры оболочки, для исключения переохлаждения она пред-
варительно подогревается путем продувки теплым воздухом;
—	огеливание связующего в парах аммиака, который переводит pH связу-
ющего в область минимальной устойчивости. Качественная зависимость жиз-
неспособности связующего от pH среды показана на рис. 9.20. Огеливание
наиболее интенсивно происходит при pH = 5—6, при этом связующее нео-
братимо переходит в твердое состояние.
После завершения формирования керамического покрытия на модели про-
водят удаление модельной массы.
Модели, изготовленные полностью из солевых композиций на основе
мочевины, удаляют, как правило, струей воды, а в случае, когда литниковая
система и заливочная чаша выполнены из восковых составов — горячей во-
дой. Основной недостаток удаления модельных масс на основе мочевины
горячей водой заключается в том, что взаимодействие связующего оболочко-
вой формы с компонентами модельной композиции происходит в течение
длительного времени. В результате этого снижается содержание SiO2 в пер-
вом слое формы с 8,5—8,6% до 5,4—6,2%, что вызывает разупрочнение лице-
вого слоя оболочковой формы и в конечном счете приводит к повышению
Рис, 9,20, Соотношение меж-
ду 1g Тогел и pH связующего
ГРЭТС
брака отливок по засорам.
Удаление моделей в пароавтоклаве сводит к
минимуму воздействие как солевых, так и воско-
вых модельных масс на керамическую форму.
Пар, заполняя под давлением поры керамики
оболочковой формы, предотвращает проникнове-
ние в нее модельной массы и увеличивает ин-
тенсивность прогрева формы, что сокращает про-
должительность процесса удаления в 3—10 раз.
Этот способ обеспечивает повышение выхода
годного литья за счет снижения разрушающего
воздействия щелочной составляющей солевой
композиции на внутренние слои формы, более
468
полного удаления модельного состава, уменьшения трещинообразования в ке-
рамических формах.
Одновременно с каждой партией блоков изготавливают и керамические
образцы для определения прочности при изгибе.
Прокаливание оболочковых форм проводится в камерных электрических
или газовых проходных печах при 950— 1150°С. Газовые печи с окислитель-
ной средой являются более предпочтительными, т.к. обеспечивают полное
выгорание остатков модельного состава, содержащего в качестве наполнителя
коксообразующие вещества.
Исследования показали, что при загрузке оболочковых форм в печь с темпе-
ратурой 950°С брак отливок по засору повышается в 2-2,5 раза по сравнению с
начальной температурой 450°С. Температура прокалочной печи в момент загруз-
ки оболочковых форм не должна превышать 700°С, а время выдержки при ко-
нечной температуре должно быть не менее 2 ч. При нагреве оболочковых форм
до 500—600°С удаляется влага, остатки модельной массы и происходит разру-
шение органического обрамления этил силикатного связующего, выделяется
диоксид кремния в активной форме и начинаются процессы спекания мате-
риала формы. Органосиликатный материал не разрушается, так как образую-
щиеся свободные валентности у кремния по месту отрыва органических ра-
дикалов обеспечивают химическую связь твердого остатка после деструкции
полимера с неорганическими компонентами [7]. При температурах выше
700°С образуется неорганический материал, свойства которого зависят от его
структуры, образования новых фаз и конечной температуры термообработки.
Прочность оболочковой формы определяет ее работоспособность в усло-
виях литья лопаток из жаропрочных сплавов. Результаты исследования влия-
ния различных технологических факторов на прочность форм, используемых
при равноосном литье лопаток, приведены в табл. 9.7.
Изучение влияния обсыпочного материала на прочность формы показало,
что увеличение размера зерна, используемого для обсыпки второго и после-
дующих слоев, практически не изменяет прочности прокаленного материала
формы. Во всех случаях при использовании гидролизата с мольным отноше-
Таблица 9,7. Прочность керамических образцов1 в зависимости от величины зерна обсыпоч-
ного материала (электрокорунда) и мольного отношения H2O/OR
Материал суспензии	„20’С стизг. ’						МПа					
	H2O/OR=0,3						H2O/OR=0,5					
	величина					зерна	обсыпки					
	20, 40, 50, 63		20, 63, 63, 63		20, 63	, 80,80	20,40,50, 63		20, 63,	63,63	20, 63, 80, 80	
	сы- рые	про- кал.	сы- рые	про- кал.	сы- рые	про- кал.	сы- рые	про- кал.	сы- рые	про- кал.	сы- рые	про- кал.
Электро- корунд	5,7	9,7	5,3	9,3	8,6	8,7	7,5	7,1	4,8	7,4	2,7	7,1
Дистен- силлиманит	4,4	3,5	4,2	3,4	4,1	з,о	4,2	3,5	4,1	3,4	3,2	3,0
1 Сырые - непрокаленные образцы; прокал. — прокаленные образцы
469
нием H2O/OR = 0,3 прочность керамики оболочковых форм наибольшая.
Однако необходимо учитывать, что такие связующие отверждаются только в
атмосфере влажного аммиака в течение длительного времени, т.к. практичес-
ки не содержат свободной воды, необходимой*для завершения процесса гид-
ролиза в керамической форме. Возникают также трудности при обсыпке круп-
ногабаритных форм из-за быстрого высыхания связующего.
Прочность прокаленных керамических форм на основе электрокорунда в
2-2,5 раза выше, чем форм, изготовленных с использованием дистен-силли-
манитовой суспензии и электрокорундовой обсыпки. Это связано прежде
всего со значительными объемными изменениями дистен-силлиманита при
нагреве. На рис. 9.21 показана зависимость относительного удлинения кера-
мических форм различного состава от температуры.
Предварительная высокотемпературная стабилизация дистен-силлиманита
существенно изменяет характер теплового расширения материала, что при-
водит к снижению напряжений в керамике и повышению ее прочности в
1,5—2 раза. Однако прочность керамических форм на основе электрокорунда
выше из-за более высокой чистоты и огнеупорности электрокорунда.
Обжиг керамических форм при температуре выше 1300°С приводит к
уменьшению содержания в них свободного SiO2 с 6—7% до 2—3% и значи-
тельному росту прочности за счет образования муллита на границах зерен
электрокорунда. Так, прочность корундового материала возрастает с 9—13 до
25-30 МПа, а температура начала деформации — с 1350 до 1500°С при уве-
личении температуры обжига с 1100 до 1350°С.
Необходимость повышения прочности форм возникает при литье крупно-
габаритных лопаток ГТУ.
Повышение температуры обжига форм выше 1150—1200°С не всегда воз-
можно, особенно для форм с керамическими стержнями. Воздействие высо-
ких температур на керамический стержень в течение длительного времени при
обжиге форм может приводить к его недопустимой деформации. Кроме это-
го, материал оболочковой формы при температурах выше 1300°С начинает спе-
каться с уменьшением линейных размеров до 1% (рис. 9.22), что изменяет гео-
метрические размеры формы, а также может вызывать дополнительную дефор-
мацию стержня за счет силового воздействия на него усаживающейся формы.
В отличие от равноосного литья, при НК к керамическим формам
предъявляются повышенные требования по прочности, деформационной ус-
тойчивости, теплопроводности и инертности к расплавленному металлу при
температурах 1550— 1600°С в течение длительного времени. Особенно эти тре-
бования возрастают при литье лопаток с монокристаллической структурой,
когда для обеспечения условий оптимального ее роста необходимы макси-
мальный градиент температуры в металле, достигающий 200—250°С/см, и
минимальная скорость кристаллизации.
Исследования проводили в направлении поиска эффективных спекающих
добавок, способствующих образованию муллита при температурах спекания
не выше 1100—1200°С. Установлено, что оксид алюминия в активной фор-
ме при низких температурах спекания позволяет формировать требуемую ста-
бильную структуру материала с высокими термомеханическими свойствами.
Сравнение кривых расширения электрокорундовых форм при нагреве пока-
470
Рис. 9.21. Зависимость относительного удлинения керамических образцов от температуры:
1—3 — материал формы с дистен-силлиманитом, предварительно обработанным соответ-
ственно при 950, 1400 и 1600°С; 4 — материал формы - электрокорунд
Рис. 9.22. Относительное изменение размеров электрокорундовых форм при нагреве и
охлаждении:
1 - стандартная форма для равноосного литья; 2 — форма, полученная с использованием
активного оксида алюминия
471
зывает, что использование активного оксида алюминия в качестве спекаю-
щей добавки обеспечивает получение материала, сохраняющего свои размеры
при температуре до 1500°С (рис. 9.22). Основные свойства такого материала
приведены в табл. 9.8—9.9.
При увеличении содержания активного оксида алюминия в материале
формы (2->7) возрастает его прочность как при комнатной температуре, так
и при 1600°С. Существенно, что разрушение керамики при изгибе происхо-
дит без заметного прогиба. Прочность такой керамики в 3—5 раз превосходит
прочность материала, используемого при равноосном литье, а температура
начала деформации возрастает более чем на 200—250°С. При этом значитель-
но уменьшается темп разупрочнения керамического материала при повыше-
нии температуры испытания.
Используя суспензии различного состава, можно регулировать прочность
слоев керамической формы в широком интервале. Так, при отливке крупно-
Та 9.8. Открытая пористость и кажущаяся плотность керамики для изготовления форм
№ образца	Открытая пористость, %			Кажущаяся плотность, г/см3		
	температура прокат			щи форм, °C		
	1100	1200	1300	1100	1200	1300
1*	34,1	33,4	32,1	2,52	2,53	2,61
2	—	29,3	29,25	—	2,70	2,69
3	29,9	28,6	28,50	2,66	2,72	2,72
4	28,8	—	28,06	2,70	—	—
5	28,5	27,7	27,47	2,71	2,72	2,74
6	27,4	—	26,60	2,75	—	2,77
7	—	24,4	25,41	—	2,82	—
* Корундовая керамика для равноосного литья.
Таблица 9.9. Прочностные характеристики керамики для изготовления форм, МПа
№	'исп =20”С			^исп		= 1600°С		тнд, с	Примечание
образца	сырые	Температура прокалки форм, 1100	1200	1300	1100				’с 1200	1300	1150	
1*	4,0	8,0	15,6	22,5	1,3	2,0	2,8	1450	Разрушение
2	4,0	9,3	17,4	23,4	3,1	5,5	—	1520	образца с прогибом
3	4,2	12,9	19,6	23,7	4,2	6,7	10,2	1540	Отсутствие
4	4,3	12,8	21,4	27,2	4,9	7,4	—	1550	видимого
5	4,2	20,4	21,9	31,0	6,2	8,2	—	1590	прогиба при
6	4,3	26,4	26,7	35,9	7,5	10,1	13,6	1590	разрушении
7	4,6	27,6	38,0	37,7	8,2	10,7	15,3	1590	образца
Корундовая керамика для равноосного литья.
472
габаритных лопаток методом направленной кристаллизации необходимо со-
здать условия, снижающие риск возникновения горячих трещин в металле.
Поэтому внутренние слои формы должны быть податливы и не вызывать
существенных напряжений в отливке, а наружные — максимально упрочнены
и должны воспринимать без деформации и нарушения сплошности давление
расплавленного металла в течение длительного времени. При литье крупнога-
баритных лопаток с равноосной структурой также рекомендуется упрочнение
наружных слоев таким материалом.
Повышение термомеханических свойств керамики достигнуто благодаря
формированию высокопрочной фазы муллитового состава на границах зе-
рен электрокорунда, а также увеличению плотности материала с 2,5—2,6
до 2,7-2,8 г/см3 и снижению пористости с 33-34% до 25-29% (табл. 9.8).
Такие структурные изменения материала форм позволили увеличить тепло-
проводность оболочковой формы, что очень важно для повышения интен-
сивности теплоотвода от направленно-кристаллизуемой отливки в печи с
жидкометаллическим охладителем и получения требуемых градиентов темпе-
ратур. Характер изменения теплопроводности керамики в зависимости от
температуры показан на рис. 9.23.
С повышением температуры теплопроводность всех исследованных мате-
риалов сначала монотонно уменьшается, а затем возрастает. Наибольший
коэффициент теплопроводности во всем исследованном температурном ин-
тервале имеет материал элекгрокорундовой формы, для НК, наименьший —
керамической формы с дистен-силлиманитовым концентратом. Увеличение
температуры обжига электрокорундовых форм, не содержащих активного ок-
сида алюминия, приводит к повышению теплопроводности за счет снижения
пористости материала.
Высокоградиентная технология литья лопаток предполагает проведение
процесса НК при градиенте температур на отливке, превышающем 150°С/см.
Для достижения таких значений градиента в разработанной технологии пре-
дусмотрен нагрев керамической формы до 1680—1700°С. Материал керами-
ческой формы, содержащий диоксид кремния, при таких температурах раз-
мягчается, что приводит к разрушению оболочковой формы в момент ее за-
ливки расплавленным металлом. Недостаточная огнеупорность материала в
системе А12О3—SiO2 объясняется образованием повышенного количества стек-
Рис. 9.23. Зависимость ко-
эффициента теплопроводно-
сти керамических материа-
лов формы от температуры:
1 — электрокорундовая фор-
ма с активным оксидом
алюминия, Тобж = 1100°С;
2 - электрокорундовая фор-
ма,	= 1300"С;
3 — электрокорундовая фор-
ма>	= 1000°с;
4 — электрокорундовая фор-
ма с дистен-силлиманитом,
То6ж = 1000-С
473
лофазы в результате взаимодействия свободного SiO2 с щелочными примеся-
ми, содержащимися в электрокорунде, а также частичного разложения мул-
лита при таких высоких температурах в условиях вакуума.
Разработан состав и технология изготовления электрокорундовых форм на
бескремнеземистом связующем. Такими связующими являются водо- или
спирторастворимые смолы, способные необратимо отверждаться в процессе
сушки при температуре не выше 25—90°С, причем высокие температуры суш-
ки возможны при применении солевых моделей.
Водорастворимым органическим связующим является связующее на осно-
ве алкилполиоксибензолов с альдегидами (патент РФ №2108195, 1997 г.). Этот
вид связующего отличается высокой температурой стеклования сшитого по-
лимера — не ниже 150°С, что обеспечивает хорошую формоустойчивость при
выплавлении восковых моделей. Применение суспензии с таким связующим
позволяет получать качественные оболочковые формы с высокой прочностью
как в исходном состоянии, так и после прокалки. Целостность оболочковой
формы при нагреве в температурном интервале 400—700°С обеспечивается за
счет образования и постепенного выгорания коксового остатка от полимер-
ного связующего. При температурах свыше 700°С начинаются процессы спе-
кания керамической основы формы.
В качестве наполнителя суспензии могут быть использованы высокоогне-
упорные порошки А12О3, Y2O3, ZrO2 и др., что увеличивает температуру на-
чала деформации под нагрузкой 0,2 МПа до значений, превышающих 1700°С.
Кроме этого, можно ожидать существенного уменьшения зоны взаимодей-
ствия на границе металл—форма.
При использовании суспензии на основе А12О3 получены качественные
оболочковые формы при температуре обжига 1300—1500°С. Достигнутый уро-
вень технологии получения чисто корундовых оболочковых форм не позволя-
ет снизить температуру обжига. Однако высокотемпературные свойства таких
форм превосходят свойства ранее разработанных материалов. Так, прочность
при изгибе при 1700°С составила 2,0—3,7 МПа и разрушение носило почти
хрупкий характер.
Лабораторные исследования показали приемлемость разработанных элек-
трокорундовых форм для литья лопаток при максимальных температурах
1680—1700°С. Промышленное освоение технологии высокоградиентной НК
лопаток ГТД будет в дальнейшем во многом зависеть от совершенствования
уровня технологических решений в области керамических материалов.
4.	Взаимодействие оболочковых форм
и керамических стержней с расплавленным металлом
при равноосной и направленной кристаллизации
В процессе литья лопаток ГТД и ГТУ происходит физико-химическое вза-
имодействие материала оболочковой формы и стержня с расплавленным ме-
таллом. Степень такого взаимодействия определяется составом жаропрочного
сплава, условиями проведения процессов заливки и кристаллизации металла,
химическим и фазовым составом, структурой керамических материалов.
474
При равноосной кристаллизации лопаток время контакта расплавленного
металла с внутренней поверхностью оболочковой формы составляет 1—2 мин,
температура оболочки перед заливкой металла на 150—250°С ниже температу-
ры солидуса жаропрочного сплава. В этих условиях, в момент соприкоснове-
ния расплавленного металла с относительно холодной поверхностью оболоч-
ковой формы начинается его кристаллизация. В отдельных случаях, когда
требуется увеличить температуру оболочковой формы до 1150—1200°С, темпе-
ратура прогрева формы в процессе литья не превышает 1300—1350°С, аЪтер-
жня - 1400—1450°С.
Материалы, применяемые для изготовления оболочковых форм и керами-
ческих стержней, в таких условиях литья практически не вступают в хими-
ческое взаимодействие с расплавленным металлом. В этом случае состояние
литой поверхности лопаток зависит от соблюдения технологической дисцип-
лины изготовления оболочковых форм и керамических стержней.
В процессе НК оболочковая форма и керамический стержень нагревают-
ся до 1500—1700°С, а затем производится заливка расплавленного металла и
кристаллизация отливки в течение продолжительного времени в условиях ва-
куума. Экспериментально установлено, что глубина физико-химического вза-
имодействия между расплавом и материалом оболочковой формы, изготов-
ленной с использованием в качестве связующего гидролизрванного раствора
этилсиликата, определяется прежде всего составом жаропрочного сплава. Так,
при применении сплавов, содержащих углерод, на отливках образуется ме-
таллооксидный слой толщиной до 200 мкм (рис. 9.24). Изучение фазового
состава измененных слоев керамической формы после длительного кон-
такта с расплавом и металлооксидного слоя, образовавшегося на поверхно-
сти отливки, методами рентгенофазового, рентгеноструктурного, химичес-
кого и металлографического анализов показало, что внутренние слои кера-
мической формы разрыхлены и окрашены в розово-сиреневый цвет.
Послойным анализом поврежденных поверхностных слоев отливки установ-
Рис. 9,24. Микроструктура (хЗОО) поверхности раздела металл - керамика:
а — металлооксидный слой; б — металл
475
лено уменьшение содержания хрома с 8—9 % до 4,5—6 %. Неметаллические
включения в исследованных слоях отливки представляют собой зерна элек-
трокорунда (а-А12О3), содержащие 0,2—1,2 % (масс.) хрома в зависимости от
длительности контакта с расплавленным металлом и температуры процесса.
Оксида хрома в свободном виде в керамике не обнаружено, т.к. хром взаи-
модействует с оксидом алюминия с образованием твердого раствора и при-
дает керамике розово-сиреневый цвет. Другие легирующие элементы сплава
инертны к материалу формы.
Химический анализ керамики после контакта с расплавом металла, не
содержащего углерод, показал незначительные количества хрома 0,2—0,3 %
(масс.) по всей высоте отливки.
На рис. 9.25 представлена зависимость толщины металлооксидного слоя
на отливке от содержания углерода в сплаве на основе никеля, которая в
исследованном интервале концентраций имеет линейный характер. Снижение
содержания углерода в сплаве до 0,02 % (масс.) при температуре 1570°С и до
0,07 % (масс.) при 1500°С приводит практически к полному прекращению
физико-химического взаимодействия на границе металл — керамика.
Сплавы для монокристаллического литья, как правило, не содержат угле-
рода, и их отливки не нуждаются в трудоемкой зачистке поверхности от ме-
таллооксидного слоя.
По данным химического анализа оболочковая форма на этилсиликатном
связующем, прокаленная при 950—1050°С, содержит 6—8% свободного диок-
сида кремния. Наиболее вероятная химическая реакция взаимодействия ма-
териала такой формы с расплавом жаропрочного сплава может быть пред-
ставлена в виде
SiO, + [C]Meil“«4 SiOr„ +со„3.
форма
В условиях вакуума равновесие этой реакции сдвинуто вправо, поскольку
газообразные продукты удаляются через пористую оболочковую форму.
Таким образом, в процессе взаимодействия идет разрушение связующего
материала формы — диоксида кремния, что приводит к разупрочнению и
разрыхлению керамики, проникновению расплавленного металла между час-
тицами электрокорунда и их захвату кристаллизующейся отливкой.
Высокотемпературный обжиг (выше 1350°С) форм вызывает образование
муллита, являющегося более термодинамически устойчивым соединением, чем
диоксид кремния. Снижение содержания
свободного диоксида кремния в форме с 7
Рис, 9.25. Зависимость степени взаимодействия
расплава с формой от содержания углерода при
температурах проведения процесса, °C:
1 - 1570; 2 - 1500
476
до 3% приводит к уменьшению ширины зоны взаимодействия с 200 до 30—
40 мкм. На поверхности отливок, полученных в таких формах, металлооксид-
ный слой практически отсутствует.
Экспериментально установлено, что керамические стержни на основе элек-
трокорунда в процессе НК при температурах процесса до 1650°С практичес-
ки не взаимодействуют с расплавленным металлом. Состояние внутренней по-
лости охлаждаемых лопаток, характерное для отливок с направленной струк-
турой, показано на рис. 9.26, из которого видно отсутствие дефектов на
внутренней полости лопатки, обычно сопутствующих химическому взаимодей-
ствию керамики с расплавленным металлом. В этом случае шероховатость
внутренней поверхности лопатки во многом определяется качеством поверх-
ности керамического стержня. Шероховатость поверхности стержня должна
соответствовать Ra = 2,7 ± 0,3 мкм. При оценке чистоты внутренней повер-
хности отливки необходимо учитывать влияние на ее состояние выщелачива-
ния керамического стержня. Как правило, шероховатость поверхности отлив-
ки ниже, чем стержня (рис. 9.27).
Рис. 9.26. Микроструктура (хЮО) поперечно-
го сечения пера охлаждаемой лопатки из
сплава ЖС32 со стороны внутренней полос-
ти на поверхности раздела металл—керами-
ческий стержень
Рис. 9.27. Характер микронеровностей: поверхностей керамического стержня (а) и
отливки (б): а — 7?а > 8 мкм; б — 7?а = 2,7 ± 0,3 мкм
477
5.	Обеспечение точности толщин стенок охлаждаемых лопаток
Разностенность лопаток, вызывающая снижение их конструктивной проч-
ности, ограничивает надежность и ресурс работы ГТД. Как показывает про-
изводственный опыт, при правильно выбранном материале стержня для оп-
ределенного вида литья охлаждаемых лопаток, одна из главных причин раз-
ностенности отливок связана с нерациональной схемой высвобождения
(раззазоривания) стержневых знаков.
Анализ процесса равноосного литья в оболочковые формы, которые изго-
товлены по трем вариантам литниковой системы (заливка «сверху», «сифо-
ном» и комбинированная), показал, что величина деформации стержней и
расположение участков с максимальной разностенностью отливки существен-
но зависят от схемы раззазоривания знаков керамического стержня и величи-
ны возникающего в процессе литья градиента температуры по длине стерж-
ня. Нагрузки, действующие на стержень в этих условиях, связаны с неравно-
мерным его прогревом по длине и сечению в процессе заполнения литейной
формы металлом.
Характер распределения температуры по высоте стержня показан на рис.
9.28. При заливке сверху стержень омывается жидким металлом по всей дли-
не за время, равное 1 с. Возникающие при этом термические напряжения и
время их воздействия существенно меньше, чем при заливке «сифоном». При
заливке «сифоном» прогрев стержня происходит одновременно с поднима-
ющимся уровнем жидкого металла и время действия на стержень макси-
мальных термических напряжений соизмеримо со временем заполнения ли-
тейной формы. С возрастанием этого времени увеличивается деформация
стержня.
Снижение деформации стержня наблюдается при раззазоривании знаков
вблизи его участков, подвергающихся воздействию максимальных термичес-
ких напряжений. При заливке «сифоном» и по комбинированной литнико-
вой системе наибольший эффект достигается при раззазоривании нижнего
знака, а при заливке «сверху» — верхнего знака.
Раззазоривание знаков стержня осу-
ществляется двумя способами: либо на-
клейкой по периметру его знаковой ча-
сти пленки на полимерной основе тол-
Рис. 9,28, Распределение температуры по вы-
соте стержня при комбинированном способе
подвода металла. Скорость заливки металла,
кг/с: 1 - 1,5-2; 2 - 0,5-0,7
478
Спинка пера
Корыто пера
Рис. 9.29. Влияние способа раззазоривания керамического стержня на размерную точность
литых лопаток:
---- — допустимая минимальная толщина стенки пера по чертежу;
----— допустимая максимальная толщина стенки пера по чертежу;
------- литейный допуск;
• — толщины стенок лопаток, отлитых с наклейкой на знаки стержня полимерной пленки;
х — то же, с пропиткой знаков стрежня растворами полимерных связующих
щиной 0,05—0,10 мм, либо пропиткой растворами полимерных соединений с
одновременным парафинированием торца знаковой части не менее 2 мм.
Изучение способа раззазоривания керамического стержня на размерную точ-
ность литых лопаток показало (рис. 9.29), что оба способа по эффективности
равнозначны.
Необходимо отметить, что рассмотренная методика раззазоривания исклю-
чает возникновение термических напряжений в стержне, связанных с различ-
ным тепловым расширением стержня и литейной формы как в процессе
прокалки, так и при заливке металлом.
При НК оболочковая форма вместе с керамическим стержнем постепенно
нагреваются до рабочих температур и прогрев стержня осуществляется за счет
теплоотдачи окружающей его керамической оболочки, которая выравнивает
внешнее температурное поле. Керамический стержень в процессе заливки
металла не испытывает существенных термических напряжений, т.к. постоян-
но находится в тепловом равновесии с расплавленным металлом. В этом слу-
чае раззазоривание стержня необходимо для компенсации тепловых расшире-
ний стержня и формы при прокалке и их нагреве в литейной установке.
Способы раззазоривания аналогичны изложенным выше.
479
6.	Получение и основные эксплуатационные свойства
керамических тиглей
Плавильный тигель является важнейшей частью вакуумной индукционной
печи, и его качество во многом определяет засоряемость металла неметалличес-
кими включениями, что приводит к нестабильности свойств сплава, снижению
их уровня и в конечном счете уменьшению ресурса и надежности лопаток.
Основой материала тигля являются электроплавленые оксиды алюминия и
магния, а также муллит и магнезиальная шпинель, применение которых обус-
ловлено тем, что в них закончились объемные и фазовые превращения, уда-
лены нежелательные примеси и зерна имеют плотную структуру.
Основные способы изготовления тиглей следующие:
—	набивка;
—	вибролитье водных или парафиновых шликеров;
—	изостатическое прессование.
Изготовление тиглей набивкой производится вручную или пневматически-
ми трамбовками послойно вокруг металлического шаблона, тщательно уста-
новленного по центру индуктора. После набивки тигли сушат с помощью
электронагревателей, а затем прокаливают в индукционной печи графитовым
или металлическим электродом, вставленным внутрь тигля и нагреваемым
токами высокой частоты. В подготовленном таким образом тигле производят
две—три промывные плавки, после чего он готов к эксплуатации. Время из-
готовления набивного тигля — около двух суток.
Изготовление набивного тигля, подготовка его к эксплуатации, монтаж в
печи, достижение вакуума, отвечающего техническим условиям плавки, являют-
ся процессами трудоемкими и длительными. В условиях серийного производства
предпочтение отдается готовым быстросменным керамическим тиглям, время
замены которых не превышает 3-5 мин. После замены и откачки вакуума ти-
гель готов к эксплуатации и допускается форсированный разогрев металла.
Изготовление керамических тиглей вибролитьем, получившим наибольшее
распространение, производится:
-	литьем из водных суспензий в металлическую форму с центральным
пористым стержнем (преимущественно гипсовым). В процессе водоотдачи
образуется тело отливки необходимой прочности, достаточной для ее извле-
чения из металлической формы, а после подсушивания — для съема с цент-
рального пористого стержня;
—	горячим литьем из суспензий с расплавленным парафиносодержащим
пластификатором, осуществляемым в металлические формы. В результате теп-
лоотдачи в металлическую форму отливка затвердевает, упрочняется и может
быть из нее извлечена.
Учитывая, что в состав шликера в качестве wнаполнителя входят наряду с
мелкодисперсными порошками, обеспечивающими спекание тиглей, также
грубозернистые, формирующие термостойкий каркас материалы, наиболее
благоприятна высокая концентрация дисперсной фазы, что предотвращает
оседание грубых фракций шликера. Использование вибрации резко снижает
внутреннее и внешнее трение шликера и тем самым улучшает его текучесть,
облегчает плотную укладку, уменьшает неравноплотность материала.
480
В отличие от водных шликеров, при использовании термопластичных масс
необходима двухстадийная термообработка тиглей: первая — для удаления из
полуфабриката термопластичного связующего и частичного спекания и вто-
рая — для окончательного спекания. Первая термообработка проводится в
засыпке из технического глинозема в коробах при 1000—1100°С, после чего
тигли выгружают из коробов, очищают от засыпки и проводят вторую термо-
обработку при температуре 1470—1550°С.
Изостатическое прессование тиглей осуществляется в эластичных оболоч-
ках, находящихся под всесторонним давлением жидкости, что позволяет наи-
более полно устранить перепады давления и плотности в теле прессованного
полуфабриката. Следует отметить, что для получения хороших результатов
требуется особая тщательность заполнения формы полифракционной шихтой,
не допускающей ее расслоения.
Схема установки плавильного комплекта в индуктор печей типа УППФ и
УВНК показана на рис. 9.30. Такая конструкция обеспечивает высокую безо-
пасность работы в случае прорыва металла при разрушении тигля и простоту
замены плавильного тигля. В опорной плите 7 предусмотрено отверстие для
слива расплава в случае разрушения данной части комплекта.
При эксплуатации тигель находится в сложнонапряженном состоянии,
потому что плавильные узлы вакуумных индукционных печей УППФ и
УВНК, как правило, только на 30-50% объема тигля заполнены расплавом, что
приводит к местным перегревам во время плавки и слива сплава через носок.
Анализ работы тиглей на промышленных установках для равноосного ли-
тья и направленной кристаллизации показал существенное отличие в их теп-
ловом нагружении. Так, на печи УППФ после первой плавки устанавливает-
ся мягкий тепловой режим, так как максимальный перепад температур между
внутренней и наружной стенками тигля не превышает 550—600°С и при пос-
ледующих плавках уменьшается до 350—400°С. Литье лопаток с направленной
кристаллизацией на печи УВНК-8П предусматривает увеличение времени
между плавками до 2 ч. В этих условиях температурный перепад по толщине
стенки тигля при каждой плавке составляет 500—800°С.
Выход из строя тигля из-за низкой термостойкости происходит при воз-
никновении вертикальной трещины в зоне расплава, а также кольцевой тре-
щины на половине высоты уровня рас-
плавленного металла (рис. 9.31). Таким
образом, работоспособность тигля оп-
10
9
Рис. 9.30. Схема установки плавильного ком-
плекта в индуктор печей типа УППФ и
УВНК:
1 - плавильный тигель; 2 - обмазка из жид-
кого стекла и электрокорунда; 3 — охранный
стакан; 4 — наполнитель; 5 — индуктор; 6 —
стойка; 7 — текстолитовая плита; 8 — гайка;
9 — прижимная планка индуктора; 10 — пру-
жина; 11 - прижимная планка тигля
16 — 1051
481
ределяется разрушением только боковой стенки. На рис. 9.32 показан харак-
тер изменения напряжений на внутренних и внешних поверхностях тигля при
его нагреве. Как видно, на внутренних слоях возникают напряжения сжатия,
а на наружных — растяжения, причем уровень последних существенно мень-
ше. В этих условиях работоспособность материала тигля достаточно высокая,
так как керамика значительно лучше работает на сжатие, чем на растяжение.
При охлаждении тигля после слива металла в оболочковую форму характер
напряжений изменяется на противоположный: на внутренних слоях тигля -
напряжения растяжения, а на внешних — сжатия.
Для уменьшения перепада температуры по толщине стенки тигля приме-
няют теплоизоляционную засыпку, которой заполняют зазор между тиглем и
охранным стаканом.
Известно, что термостойкость керамических материалов зависит от приро-
ды материала, модуля упругости, коэффициента термического расширения
(КТР) и коэффициента Пуассона. Наиболее эффективным и доступным спо-
собом повышения термостойкости тиглей является снижение термического
расширения материала. Введение в состав тигля на основе электрокорунда до
30% плавленого муллита, который имеет примерно в 2 раза меньший КТР,
чем корунд, обеспечивает увеличение работоспособности тигля в 1,5—2 раза.
В керамическом тигле зернистого строения, состоящем из нескольких
материалов с разными КТР, образуется микротрещиноватая структура, кото-
рая снижает скорость распространения трещин при термоударах, что в ко-
нечном счете повышает термическую стойкость детали. Для повышения кор-
розионно-эрозионной стойкости корпуса тигля с такой структурой необходи-
мо плотное защитное покрытие его внутренней поверхности.
Рис. 9.31. Керамический тигель, вышедший из строя: а — кольцевая трещина
Рис. 9.32. Напряжения, возникающие на внутренней и внешней поверхностях тигля
482
Рис. 9.33. Порограммы материала покрытий:
1	— не содержащих Ьа2О3;
2	- содержащих 1% Ьа2О3
- эквивалентный радиус пор; Vn* 103 м3/кг -
объем пор на единицу массы)
Исследованиями установлено, что наи-
лучшие показатели пористости и смачива-
емости получаются при использовании по-
крытия системы А12О3 - РЗМ. Положи-
тельное влияние добавки Ьа2О3 на пористость и характер распределения пор
по размерам показаны на рис. 9.33. Введение оксида лантана в состав про-
мышленного покрытия привело к значительному уменьшению размера пор
(более чем в 10 раз) и снижению открытой пористости.
Опыт промышленной эксплуатации показал, что быстросменные тигли,
состоящие из плотного керамического покрытия и термостойкой корундомул-
литовой матрицы в сочетании с охранным керамическим стаканом и тепло-
изоляционной засыпкой, обеспечивают проведение на печах типа УВНК 25
плавок, УППФ — 35 плавок.
7. Технология и оборудование
для удаления стержней и оболочковых форм
Необходимость изыскания ускоренных методов удаления стержней из от-
ливок продиктована возрастанием производства литых охлаждаемых лопаток
со сложной внутренней полостью. Наиболее эффективным оказался так на-
зываемый химико-гидравлический метод, сочетающий обработку отливок со
стержнями щелочными растворами в автоклаве с промывкой струей воды
высокого давления и обеспечивающий эффективное удаление практически
всех видов стержней.
Для удаления стержней этим методом создан агрегат, который состоит из
двух независимых установок: для разупрочнения стержней и удаления остат-
ков разупрочненных стержней струей воды высокого давления.
Установка для разупрочнения стержней представляет собой автоклав с
системой насосов и бак. Бак заполняют раствором щелочи, подогреваемой до
90— 120°С. В автоклав загружают литые детали, из которых требуется удалить
стержни, герметически закрывают его и вакуумируют до остаточного давле-
ния 10—20 мм. рт. ст. Затем открывают кран на трубопроводе, соединяющем
бак с автоклавом, и щелочь из бака поступает в автоклав. Для полной гаран-
тии заполнения автоклава щелочью в бак подается сжатый воздух давлением
до 50 МПа из заводской воздушной системы или баллона. После этого кран
перекрывают и включают нагрев автоклава.
В зависимости от состава стержневой массы и конфигурации внутренней
полости детали устанавливают технологические параметры: температуру, дав-
ление и концентрацию водного раствора щелочи. Конструкция автоклава
предусматривает регулировку температуры и давления без сброса последнего
16*
483
в атмосферу. Его герметичность позволяет нагревать водный раствор щелочи
до значительно более высоких температур, чем в открытых ваннах, с сохра-
нением заданной концентрации. В автоклаве происходит разупрочнение стер-
жня и частичное или полное вымывание его из полости. Выпавшие остатки
собирают и после отмывки от щелочи используют в производстве.
Для удаления особо сложных керамических стержней из лопаток с равно-
осной структурой и всех видов электрокорундовых стержней, используемых
для НК, применяют щелочные автоклавы высокого давления с температурой
раствора щелочи 250—450 С (патент РФ 1738470, 1990 г.). В этих условиях
происходит растворение оксида алюминия через следующие стадии [8]:
А12О3(тв) + ОН-(Ж) + 2Н2О(ж)	А1(ОН)-4(ж) + А1ООН(ТВ)
А1ООН(ТВ) + ОН-(Ж)+ н2о(ж) А1(ОН)-4(ж)
При этом первая реакция протекает медленно, а вторая — быстро.
Учитывая, что в первую очередь растворяется связка на границах зерен, а
затем сами зерна электрокорунда, для интенсификации процесса удаления
керамического стержня необходимо создание условий, при которых нераство-
рившиеся, слабо связанные зерна электрокорунда вымывались бы раствором
щелочи из отливки.
В промышленности используется также метод удаления высокопрочных
стержней в расплавах фтористых солей. Сущность процесса удаления (патент
РФ 1220222) заключается в химическом разрушении связей между зернами
корунда по реакции:
А1,Оо + 6KHF, t>3=oc 2K,AlFfi + 3H,O
2	3	2	3 О	2
с образованием криолита.
Для полного удаления разупрочненных остатков керамического стержня при-
меняют гидродинамическую установку (рис. 9.34). Она представляет собой бак
7, заполняемый водопроводной водой, которая питает насос высокого давления
2 Насос подает воду по трубопроводу 3 к соплу 4, укрепленному на опорной
плите 5. На выходном отверстии сопла крепятся сменные насадки 6, обеспечи-
вающие выход струи воды. Диаметр проходного отверстия насадки зависит от
выходной щели в детали. Распределение давления по длине струи воды для
сопла с отверстием диаметром 1,8 мм показано на рис. 9.35. Выходящая с
большой скоростью из отверстия насадка струя 7 направляется на керамичес-
кий стержень 8 отливки 9, которая зажимным устройством 10 крепится на
станине. Зажимное устройство с отливкой может перемещаться в горизон-
тальном, вертикальном и поперечном направлениях. Избыточное количество
воды, подаваемое насосом, сбрасывается через перепускной клапан 11. Дав-
ление воды в системе регулируется манометром 72 Сопло, отливка и зажим-
ное устройство закрыты кожухом 13. Конгломераты зерен электрокорунда
вымываются из полости отливки и вместе с отработанной водой направляют-
ся в ванну 14 а затем в бак-отстойник. Чистая отработанная вода использу-
ется повторно или сбрасывается в канализацию, а остатки стержней собира-
ются в отстойнике 75 и возвращаются в керамическое производство.
484
Рис. 9.34. Гидродинамическая установка для удаления стержней
Эффективность удаления разупрочненного керамического стержня во мно-
гом зависит от гидравлических характеристик струи воды. В трубе по пути
потока воды от выходного патрубка насоса до сопла встречаются повороты,
сужения и расширения. Это приводит не только к созданию гидродинами-
ческих сопротивлений, но и к возникновению турбулентных возмущений,
виброобразований. В результате диаметр струи по выходе из насадка увели-
чивается и ее гидродинамические характеристики ухудшаются, что снижает
эффективность удаления керамической массы из полости деталей.
Для устранения указанных недостатков на трубах с короткими участками,
оканчивающимися насадком, устанавливают «успокоители», при которых фор-
мирование водяной струи происходит без ухудшения ее компактности. Наи-
более простой и рациональной конструкцией струеформирующего устройства
является прямая труба, длина которой равна 50 диаметрам. Применение со-
тового «успокоителя» позволяет сократить длину подводящей трубы перед
насадком до 10-15 диаметров ее внутреннего канала при сохранении опти-
мальных гидродинамических характеристик струи воды. Длина продольных
пластин «успокоителя» должна со-
ставлять 2,5 внутренних диаметров
трубы. Между «успокоителем» и на-
садком необходимо иметь свобод-
Рис. 9.35. Распределение давления, кгс/см2
по длине струи воды для сопла с отвер-
стием диаметром 1,8 мм:
1 - PQ = 230; 2 - Р= 200
485
ный участок проточного канала длиной не более двух его диаметров. Следует
также выдерживать степень поджатия потока воды.
Технологические режимы удаления стержней выбирают на натурных де-
талях. Единый оптимальный режим установить не удается, поскольку мате-
риал стержней различен по составу и условиям обжига. Для удаления кера-
мических стержней, прошедших 10-часовой обжиг при 1300—1400°С, можно
рекомендовать следующий технологический процесс: разупрочнение стерж-
ней в автоклаве 30%-ным раствором щелочи при температуре 170—190°С и
давлении 4-6 ат. в течение 3-5 ч; выгрузка и промывка деталей в течение
10—15 мин в горячей проточной воде; удаление остатков стержней на гидро-
динамической установке при давлении струи воды 20—30 МПа с насадком
диаметром 1,5—1,8 мм в течение 2 мин.
В связи со сложной конфигурацией деталей визуальный контроль полно-
ты удаления керамики из внутренней полости оказывается непригодным,
поэтому используют метод рентгенопросвечивания. Для получения контрас-
тного рентгеновского снимка в полость детали вводят контрастирующий ра-
створ, состоящий из 75 масс. ч. кристаллического йодистого бария и 25 масс,
ч. дистиллированной воды. Для этой цели можно также использовать мел-
кодисперсный порошок молибдена или сплава, из которого отлита деталь.
Исследование микроструктуры пограничных слоев металл - керамика после
удаления керамического стержня показало, что обеднение поверхностного слоя
не происходит. Для контроля полноты удаления щелочи детали нагревали при
870-1100°С в течение 3 ч. После нагрева при 870°С обедненный легирующими
элементами слой ни на внешней, ни на внутренней поверхности детали не был
обнаружен. После нагрева до 1100°С появился равномерно обедненный слой
глубиной до 10 мкм, что типично для исследуемого сплава, окисленного по
указанному режиму в воздушной среде. Интенсивное окисление и изъязвле-
ние поверхности не обнаружены, детали по состоянию поверхностного слоя
вполне доброкачественны, что указывает на полное удаление щелочи.
Описанный метод внедрен на ряде предприятий отрасли. Преимущества
его по сравнению с существующими следующие: надежность очистки внут-
ренней полости отливки, сокращение времени удаления в 5—10 раз, возмож-
ность многократного' использования растворов щелочей и регенерации элек-
трокорунда, улучшение санитарно-гигиенических условий работы.
Для очистки отливок от оболочковых форм используют механический
метод, заключающийся в обстукивании их легкими ударами молотка по эле-
ментам литниково-питающей системы. После обрезки литников производит-
ся очистка поверхности литых лопаток обдувкой зернистым электрокорундом.
Обработанная поверхность отливок имеет серебристый цвет.
Особенность очистки отливок с монокристаллической структурой из бе-
зуглеродистых сплавов заключается в том, что их нельзя подвергать пескост-
руйной обработке из-за возможности протекания процессов рекристаллиза-
ции при их дальнейшей термообработке. Учитывая,, что монокристаллические
лопатки, как правило, охлаждаемые, они обязательно подвергаются обработ-
ке в средах, растворяющих или разупрочняющих керамический стержень, а
следовательно, в этих условиях происходит также очистка поверхности отли-
вок от остатков керамической оболочковой формы.
486
Глава 10
КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
ЛИТЫХ ОХЛАЖДАЕМЫХ ЛОПАТОК^
1.	Рентгенографический метод
2.	Капиллярный метод
3.	Ультразвуковой метод
4.	Метод рентгеновской вычислительной томографии
5.	Тепловизионный метод
6.	Элекгропотенциальный метод
7.	Реолого-резистивный метод
8.	Контроль керамических стержней и оболочковых форм
9.	Контроль технологических параметров процесса изготовле-
ния керамических стержней и оболочковых форм
10.	Контроль тиглей
Литые охлаждаемые лопатки имеют сложную форму, характеризующуюся
переменной толщиной, криволинейными поверхностями переменной кривиз-
ны, закруткой вдоль оси, и внутренний рельеф, характеризующийся наличи-
ем штырьков, перемычек и перегородок, что очень усложняет проведение
неразрушающего контроля.
Для обеспечения заданной надежности двигателя надежность лопаток дол-
жна быть на порядок выше, поэтому и контроль их должен проводиться на
самом высоком уровне требований к качеству. С переходом к разработке и
изготовлению двигателей 4-го и 5-го поколений литые охлаждаемые лопатки
стали еще более сложными для неразрушающего контроля.
Все сказанное делает необходимой не только модернизацию традицион-
ных методов контроля (рентгеновских, ультразвуковых, капиллярных) для по-
вышения их чувствительности и надежности, но и разработку новых, позво-
ляющих решать недоступные для традиционных методов задачи. К таким но-
вым методам можно отнести: рентгеновскую вычислительную томографию,
тепловизионные, а также методы, регистрирующие характеристики реологи-
ческих процессов в контролируемых материалах.
Ниже рассмотрены методы неразрушающего контроля в порядке убывания
объема их использования при контроле качества литых охлаждаемых лопаток
1 © совместно с канд. техн, наук Г.А. Морозовым и канд. техн, наук И.М. Демонисом.
487
из жаропрочных сплавов: рентгенографический, капиллярный, ультразвуковой,
рентгеновской вычислительной томографии, тепловизионный, элекгропотен-
циальный и реолого-резистивный.
1.	Рентгенографический метод
Как и все детали ответственного назначения, литые охлаждаемые лопатки
из жаропрочных сплавов подвергают рентгенографическому контролю с це-
лью обнаружения таких дефектов объемного характера, как остатки керами-
ки, пористость, инородные включения, искажения геометрии внутренних
полостей системы охлаждения и т. д.
Физической сущностью неразрушающих методов контроля посредством
ионизирующих излучений, в частности рентгеновского, является ослабление
мощности дозы рентгеновского излучения, взаимодействующего с материа-
лом объекта контроля, в зависимости от плотности материала и толщины
объекта контроля. Учитывая переменное сечение и двухстороннюю кривизну
поверхностей литых охлаждаемых лопаток, а также существенно более высо-
кий коэффициент ослабления рентгеновского излучения жаропрочными
сплавами по сравнению с другими контролируемыми материалами, приме-
нить стандартные методы оценки чувствительности контроля и определения
его режимов для охлаждаемых лопаток оказалось невозможным. В связи с
этим были разработаны методы оценки чувствительности контроля и опре-
деления его режимов конкретно для охлаждаемых лопаток из жаропрочных
сплавов.
В общем случае чувствительность рентгенографического контроля опреде-
ляют минимальные отклонения толщины и плотности контролируемого
объекта, видимые на рентгеновском снимке. Практическую оценку чувстви-
тельности осуществляют с помощью индикаторов качества изображения (эта-
лонов чувствительности), искусственно задающих изменение просвечиваемой
толщины. Наборы эталонных проволок, канавок или отверстий на пластине,
выполненные из того же материала, что и контролируемый объект, распола-
гают на его поверхности и проводят экспонирование. По изображению ми-
нимальных элементов эталона на рентгеновском снимке судят о достижимой
чувствительности контроля. Такая оценка достаточно точна для объектов
простой формы, толщина которых в пределах просвечиваемого участка изме-
няется незначительно.
Для литых охлаждаемых лопаток, имеющих переменное сечение и двух-
стороннюю кривизну поверхностей, применение стандартных эталонов для
оценки чувствительности теряет объективность. Величина радиационного кон-
траста зависит от изменения просвечиваемой толщины, радиусов кривизны
поверхностей, размеров элемента эталона чувствительности вдоль распростра-
нения излучения и перпендикулярно ему. Расчет показал, что предельные
размеры элементов эталона, обеспечивающие достоверную оценку чувстви-
тельности при контроле объектов с переменным сечением и кривизной по-
верхности, значительно меньше размеров стандартных эталонов. Например,
для оценки чувствительности контроля пера рабочей лопатки первой ступени
488
с радиусами кривизны поверхностей 12 и 16 мм максимальный размер эле-
мента эталона чувствительности в плоскости, перпендикулярной излучению,
в пределах которого показания чувствительности меняются не более чем на
10%, составляет 2 мм. В то же время длина проволок стандартного эталона
равна 20 мм.
В качестве эталона чувствительности был разработан контрольный образец
(КО), представляющий собой лопатку исследуемой партии со сдвоенными
отверстиями диаметрами: 0,25; 0,5; 1,0; 2,0; 2,5 мм. Глубина отверстий равна
их диаметру. Отверстия расположены в критических зонах (на входной и
выходной кромках, в зоне перехода от пера к замку, в полке и т.п.).
Преимущество разработанного КО перед стандартным эталоном чувстви-
тельности определяется двумя факторами. Во-первых, элементы, создающие
радиационный контраст, у КО имеют переменные размеры (от 0,25 до 2,5
мм), в то время как проволочный эталон чувствительности по ГОСТ 7512—82
имеет стандартную длину проволок 20 мм и не может быть размещен в кри-
тических зонах лопатки. Во-вторых, стандартный эталон чувствительности
выполнен из железа, коэффициент ослабления которого существенно отли-
чается от коэффициента ослабления излучения жаропрочным никелевым
сплавом.
Сложная геометрия и высокий коэффициент ослабления потребовали оп-
ределить условия (режимы контроля), при которых качество и производитель-
ность контроля оптимальны. Режимы контроля жаропрочных сплавов и оп-
тимальные режимы просвечивания (рис. 10.1 и 10.2) были определены по ре-
зультатам расчета коэффициентов ослабления излучения жаропрочными
сплавами (табл. 10.1) в диапазоне энергий излучения 80—200 КэВ. При рас-
чете была использована зависимость:
М-спл ~
Hl Н2	Ня
—	+ —02	+	..• + — ап
,Р1 Р2	Рп
РсПЛ5
где щ ц2 “ линейные коэффициенты ослабления излучения состав-
ляющими’сплава; рр р2, ..., рл — плотность каждой составляющей сплава;
0р 02, ... , ап - относительная массовая доля каждой составляющей; рспл -
плотность сплава.
Результаты исследований использовали при разработке технологии рентге-
нографического контроля охлаждаемых лопаток, нашедшей отражение в
ТР1.2.1623—99 «Рентгенографический контроль литых охлаждаемых лопаток из
Таблица 10,1, Коэффициент ослабления излучения жаропрочными сплавами
Энергия излучения, кэВ	Коэффициент ослабления излучения жаропрочным сплавом, 1/см					
	ВЛ7-20	ЖС6	ЖС6-К	ЖС6-КП	ЖС26	ЦНК20
80	24,5	23,7	23,6	23,6	23,9	24,0
100	14,0	13,7	13,6	13,5	14,0	14,1
150	5,1	5,3	5,3	5,2	5,3	5,4
200	3,0	2,0	2,7	2,8	3,0	з,о
489
жаропрочных сплавов». Технология содержит: экспонирование лопаток; ре-
жимы контроля; оценку качества радиографических изображений.
Экспонирование лопаток. В процессе производства литых охлаждаемых ло-
паток рентгенографический контроль применяется неоднократно. Первона-
чально ему подвергают восковые модели и керамические стержни. Для этого
необходимо мягкое рентгеновское излучение (напряжение Ua) не более 30
кВ, затем лопатки проходят контроль на наличие остатков керамических
стержней во внутренней полости и контроль с целью обнаружения металлур-
гических дефектов литья, для чего используют КО.
Число экспозиций при контроле лопаток определяется их конструктивны-
ми особенностями и размером. Иногда для уменьшения числа экспозиций
используют способ просвечивания на две пленки разной чувствительности.
Оптимальные пары пленок и режимы просвечивания устанавливают экспери-
ментально.
Режимы контроля. Оптимальные режимы контроля определяют по анод-
ному напряжению в соответствии с графиком (рис. 10.1) и по экспозиции,
определяемой по номограммам (рис. 10.2). Для оценки качества изображения
применяется КО, данные о котором приведены выше.
Оценка качества рентгенографических изображений. Качество рентгеновско-
го снимка определяется выявлением элементов КО. Применение КО позво-
ляет также наиболее точно определить число экспозиций при радиографи-
ческом контроле лопаток.
Использование разработанной технологии рентгеновского контроля ох-
лаждаемых лопаток из жаропрочных сплавов позволило повысить чувствитель-
ность контроля до уровня 1,6 %, что соответствует абсолютной величине
контролируемого дефекта 0,05-0,08 мм. Анализ рентгенограмм литых охлаж-
Толщина сплава, мм
Рис. 10.1. Предельно допустимое анодное напряжение при просвечивании жаропрочных
никелевых сплавов в зависимости от их толщины
Рис. 10.2. Номограммы экспозиций для рентгенографического контроля деталей и жаро-
прочных сплавов (рентгеновский аппарат RE-320/14; фокусное расстояние 550 мм; рен-
тгеновская пленка РТ-К; оптическая плотность 1,8) при анодном напряжении, кВ: 1 —
120; 2 - 150; 3 - 180; 4 - 220
490
даемых лопаток, режимы которых выбраны в соответствии с разработанными
номограммами экспозиции для жаропрочных сплавов, показывает, что этим
методом обнаруживаются дефекты литья размером 0,3 мм в плоскости, пер-
пендикулярной излучению, и 0,05 мм — в плоскости излучения.
2.	Капиллярный метод
Одним из наиболее чувствительных методов НК является метод проника-
ющих жидкостей (капиллярный метод). Он разработан в ВИАМ в 40-х годах,
когда были созданы комплекты дефектоскопических материалов и разработа-
на технология их применения в условиях производства авиатехники.
Сущность метода заключается в том, что на предварительно очищенную
поверхность контролируемой детали наносится слой индикаторной жидкости
(пенетранта). Под воздействием капиллярных сил жидкость проникает в по-
верхностные дефекты и удерживается в них, благодаря капиллярному давле-
нию, возникающему в полости трещины (рис. 10.3, а). Через промежуток
времени, необходимый для заполнения полости дефекта индикаторной жид-
костью, ее остатки удаляют с поверхности детали, причем часть проникшей
жидкости остается в дефектах (рис. 10.3, б). Затем на деталь наносится про-
являющий состав (проявитель). За счет сорбционных сил часть оставшегося
в полостях дефектов пенетранта извлекается проявителем, образуя на повер-
хности последнего индикаторный след (рис. 10.3, в). Ширина индикаторных
следов в десятки раз больше, чем раскрытия поверхностных трещин. Это
дает возможность видеть следы невооруженным глазом и судить о наличии
невидимых до этого трещин. Улучшению видимости следов дефектов спо-
собствует также высокая контрастность их на фоне поверхности контроли-
руемой детали.
В качестве пенетранта применяют либо красители, либо люминесцентные
жидкости, обладающие высокой проникающей способностью. При использо-
вании люминесцентных пенетрантов осмотр деталей осуществляют под ульт-
рафиолетовым освещением. При этом индикаторные следы за счет явления
люминесценции светятся, в то время как вся остальная поверхность деталей
остается темной. В зависимости от типа пенетранта капиллярная дефектоско-
пия делится на цветную и люминесцентную.
Рис, 10,3. Принципиальная схема капиллярного контроля:
1 — контролируемый объект; 2 — полость трещины;
3 — пенетрант; 4 — след дефекта; 5 — проявитель
491
Высокая чувствительность капиллярного метода контроля позволяет в про-
изводственных условиях выявлять трещины, расслоения, рыхлоты и поры с
шириной раскрытия на поверхности менее 1 мкм. Это объясняет его широ-
кое применение при контроле наиболее ответственных деталей ГТД, в част-
ности, при 100%-ном контроле лопаток и дисков.
Чувствительность метода зависит от комплекта используемых дефектоско-
пических материалов (пенетранта, очистителя, проявителя) и точности выпол-
нения процесса контроля. Так, при повышении температуры контролируемой
поверхности, дефектоскопических материалов и окружающего воздуха, кото-
рая должна быть в пределах 20-25 °C, до 40-45 °C незначительно падает
чувствительность метода. Понижение температуры до 10 °C существенно сни-
жает чувствительность. При ухудшении чистоты обработки контролируемой
поверхности снижается чувствительность метода, что в ряде случаев делает
его применение невозможным.
В зависимости от требуемой чувствительности и возможности облучения
контролируемой поверхности видимым или ультрафиолетовым светом выби-
рают цветной либо люминесцентный метод контроля. Составляющие комп-
лектов и минимальные размеры выявляемых дефектов приведены в табл. 10.2.
Контроль капиллярным методом проводят в следующем порядке.
Непосредственно перед контролем очищенную от окалины поверхность
детали тщательно обезжиривают, промывая с помощью жестких волосяных
кистей сначала в бензине, затем в ацетоне. Остатки бензина и ацетона уда-
ляют с поверхности детали и из полости дефектов обдувкой сухим воздухом,
желательно подогретым.
На подготовленную таким образом поверхность детали жесткой кистью или
окунанием наносят пенетрант. Следует учитывать, что при использовании
комплекта ЛЮМ-1 ОВ или ЛЮМ-ВЗ время контакта пенетранта ЛЖ-6А с
контролируемой поверхностью должно быть в пределах 3-5 мин. При цвет-
ных составах КМ или КВ пенетрант К четырежды наносится на контролиру-
емую поверхность, каждый раз в течение 20—30 с, с промежуточными выдер-
жками на воздухе в течение 1,5—2 мин.
Удаляют пенетрант ЛЖ-6А водой (до 15 мин), очищающей жидкостью (до
1 мин) и вторично водой (до 15 мин), а с деталей из материалов, имеющих
низкую коррозионную стойкость - керосином (до 2 мин).
Таблица 10.2. Составляющие компонентов и размеры выявленных дефектов
Комплект	Дефектоскопические материалы			Минимальные размеры дефекта	
	пенетрант	очиститель	проявитель	ширина, мкм длина, мм	
Люминесцентный ЛЮМ 1-ОВ	ЛЖ-6А	ОЖ-1 или	ПР-1.	> 1	1
Люминесцентный ЛЮМ-ВЗ		керосин	ПР-4	2-3	1
Цветной КМ	К	Масло- керосиновая	М	2-3	1
Цветной КВ		смесь	В (для кисти)	2-3	1
492
Снимают пенетрант К сразу после нанесения четвертого слоя масло-керо-
синовой смесью (до 3 мин). Вода, керосин, масло-керосиновая смесь удаля-
ются протиркой поверхности хлопчатобумажной ветошью, после чего сразу
наносится проявитель.
Проявители ПР-1 и М наносят только краскораспылителем или мягкой
беличьей кистью, проявитель В — мягкой кистью. Оптимальная толщина слоя
ПР-1 и ПР-4 около 10 мкм, слоя М — 15 мкм. Проявитель М наносят в два-
три приема, причем каждый раз влажным слоем с последующей просушкой.
Проявители ПР-1 и ПР-4 наносят в один—два приема влажным слоем, про-
явители ПР-4 и В кистью, обязательно за один проход максимально тонким
(5—10 мкм) равномерным слоем. К осмотру деталей после нанесения прояви-
теля М можно приступать через 1 ч, проявителя В — через 20—30 мин, про-
явителя ПР-1 или ПР-4 — через 30—60 мин. В случае необходимости прояви-
тели ПР-1, М, В могут быть сняты с поверхности деталей с помощью ацето-
на, проявитель ПР-4 — водой.
Сразу после отливки лопаток и очистки от остатков керамики можно осу-
ществлять предварительный капиллярный люминесцентный контроль, с при-
менением в качестве проявителя предложенной ВИАМ белой сажи БС-120,
позволяющий выявить нарушение сплошности типа трещин раскрытием
10 мкм и более.
Технологический процесс контроля комплектом ЛЮМ-19-С (пенетрант
ЛЖ-6А, очищающая жидкость ОЖ-1 и проявитель БС-120) состоит из нане-
сения пенетранта окунанием или кистью, удаления его очистителем ОЖ-1,
сушки или протирки, нанесения проявителя БС-120 напылением, окунанием
в порошок или нанесением в электростатическом поле. Осмотр контролиру-
емой поверхности осуществляется через 20—30 мин после нанесения прояви-
теля, при этом избыток порошка удаляется легким стряхиванием и после
осмотра в ультрафиолетовом свете смывается водой.
В настоящее время в ВИАМ проводят исследования по созданию каче-
ственно новых дефектоскопических материалов для капиллярного контро-
ля. Применявшиеся в композициях родамин-С, фреон II, бутиловый спирт,
ацетон, триэтаноламин, люминофор № 2, судан IV, керосин делали де-
фектоскопические материалы токсичными и процесс контроля пожароопас-
ным. Разработан пленочный водосмываемый проявитель ПР-16, который в
сочетании со стандартным люминесцентным пенетрантом ЛЖ-6А обеспе-
чивает высокий уровень чувствительности. В этом случае при смывке ис-
ключается применение ацетона и бензина при чувствительности контроля
до 0,3 мкм.
Разрабатываемые дефектоскопические материалы и технологии значитель-
но снижают токсичность и пожароопасность процесса контроля, исключают
применение этилового спирта, ацетона, бензина, позволяют создать водосмы-
ваемый комплект и при этом довести чувствительность контроля до 0,3 мкм
по раскрытию нарушения несплошности на поверхности контролируемой де-
тали. Опробование опытного образца комплекта на лопатках турбин показа-
ло его значительную технологичность и высокую чувствительность. Ведутся
работы по организации опытного и серийного производства капиллярного
комплекта для авиационной промышленности в объеме 30—40 т в год.
493
3.	Ультразвуковой метод
Ультразвуковой метод основан на регистрации изменения параметров (ам-
плитуды, фазы, частоты) ультразвуковой волны, проходящей через контроли-
руемую деталь, либо на регистрации ее скорости (времени) прохождения че-
рез материал. В первом случае возможно определение структурных границ,
выявление несплошностей, включений и других дефектов; во втором — изме-
рение толщины контролируемой детали или (при известной толщине) ряда
физико-механических характеристик контролируемого материала. Таким об-
разом, основные области применения ультразвукового метода — дефектоско-
пия и толщинометрия.
Выявление трещин и других несплошностей в лопатках
Контроль лопаток проводят ультразвуковым эхо-методом с помощью де-
фектоскопа УД2-12 в комплекте со специально разработанными призматичес-
кими ультразвуковыми преобразователями (ПЭП), притертыми по соответству-
ющей технологии к поверхности спинки лопатки. Угол наклона ПЭП состав-
ляет а = 50 град, частота 5 МГц. Для настройки чувствительности
дефектоскопа и оценки размеров дефектов используют 13 стандартных образ-
цов (СО), выполненных из препарированных лопаток, диапазон толщин ко-
торых 1—2,2 мм через 0,1 ±0,02 мм. На все СО нанесена маркировка с ука-
занием толщины стенки в месте прорези, глубины и протяженности прорези.
Контроль проводят ручным способом по шаблонам или с использованием
механизированных средств точной установки преобразователей. Сканирование
осуществляется по спинке пера лопатки в заданной зоне с целью выявления
раковин и продольных трещин, которые начинают развиваться с поверхнос-
тей впадин оребрения на спинке внутренней полости и от поверхности пря-
молинейного участка на спинке внутренней полости в районе выходной кром-
ки. Надежно регистрируются трещины, не имеющие выхода на внешнюю
поверхность спинки пера лопатки.
Разработанная технология контроля обеспечивает выявление дефектов, по
отражательной способности ультразвуковых колебаний эквивалентных конт-
рольным отражателям в виде прорезей: в зоне стенки лопатки толщиной от
1 до 1,9 мм, глубиной 0,7±0,05 мм, протяженностью 5 ±0,5 мм, шириной
0,1 ±0,05 мм; в зоне стенки лопатки толщиной более 1,9 мм: 1± 0,5 мм,
5 ±0,5 мм, 0,1 ±0,05 мм соответственно.
Измерение толщины стенок лопаток
По ранее существующей технологии толщину стенок охлаждаемых лопа-
ток определяли магнитным феррозондовым методом. При появлении ультра-
звуковых толщиномеров от этого метода отказались из-за его высокой слож-
ности и низкой надежности. Измерение толщины стенок с односторонним
доступом стало основано на определении времени прохождения ультразвуко-
вых колебаний между внешней и внутренней поверхностями стенки контро-
лируемой лопатки. Для этого был разработан достаточно широкий спектр уль-
тразвуковых толщиномеров.
494
Серийно выпускаемые отечественные и зарубежные толщиномеры приме-
нять для лопаток нельзя, так как для этого требуется высокая локальность
контакта поверхности ПЭПа с поверхностью лопатки диаметром 2—3 мм и
необходимость измерять сравнительно малые толщины — от 0,3 мм. Извест-
ные ультразвуковые толщиномеры имеют нижний диапазон измеряемых тол-
щин от 0,7 мм и диаметр контактной поверхности от 7 мм.
Для повышения разрешающей способности ультразвуковых толщиномеров
был проведен комплекс работ с использованием широкого спектра толщино-
меров различных зарубежных фирм: «Крауткремер» (ФРГ), «Калипер» CL 204,
«Эрдман», «Наноскоп» 412, «Панаметрик» (США). Было установлено, что
использование высокочастотного диапазона (до 25 мГц) дает возможность при
одностороннем доступе с высокой степенью точности (± 0,05мм), измерять
толщины криволинейных и клиновидных поверхностей в сложных деталях из
жаропрочных сплавов. Например, осуществлять дискретное измерение толщи-
ны стенок пустотелых лопаток толщиной от 0,35 +0,05мм, для чего были
разработаны и изготовлены миниатюрные искатели на 5; 10; 15 мГц.
Результаты исследований ультразвукового метода в области высоких час-
тот были использованы при составлении технического задания на разработку
ультразвукового толщиномера для контроля толщины пустотелых лопаток. По
этому техническому заданию были созданы специальные средства ультразву-
кового контроля, в состав которых вошли: толщиномер УТ-602М, раздельно-
совмещенный преобразователь и комплект стандартных образцов.
Основные технические характеристики толщиномера УТ-602М: диапазон
измеряемых толщин 0,5—4 мм, основная погрешность измерения ± 0,05 мм.
Дополнительная погрешность, вызванная измерением шероховатости Rz от 2,5
до 40 мкм, клиновидности от 0° до 10°, радиуса кривизны выпуклости и
вогнутости поверхности, на метрологически поверенных стандартных образ-
цах, укладывается в основную погрешность ± 0,05 мм.
При измерениях на лопатках делают разметку контролируемых точек или
используют специальные шаблоны, изготовленные из органического стекла
либо полистирола толщиной 0,2—0,5 мм, отдельно для спинки и для корыта.
Над контролируемыми точками в шаблоне делают отверстия для установки
преобразователя. Точность позиционирования отверстий 0,1 мм. Лопатки от-
браковывают на основании норм допуска на толщину стенок в соответствии
с ТУ и размерами, указанными в чертежах.
4.	Метод рентгеновской вычислительной томографии
В радиографии полезная информация об объекте контроля содержится в
оптическом изображении на рентгеновском снимке и носит плоскостной
двухмерный характер, представляющий собой проекцию объекта контроля на
плоскость, перпендикулярную центральному лучу. Дефекты, присутствующие
в объекте контроля, как и он сам, имеют пространственную трехмерную
структуру, таким образом, полезная информация о дефектах на радиографи-
ческом снимке оказывается частично потерянной. Для получения объемного
изображения или изображения определенного участка либо слоя контролиру-
495
емого объекта необходимо провести многократное просвечивание с последу-
ющей обработкой изображений. Такую задачу решает томограф.
В современном томографе обработка информации, получаемой при про-
свечивании объекта, перемещающегося относительно источника и преобразо-
вателя, осуществляется на ЭВМ. Это позволяет решать различные задачи:
получать послойное и объемное изображения; выделять аномальные участки
и измерять их координаты; получать изображение, окрашенное в различные
цвета; получать изображение с увеличением или уменьшением.
Томограф ВТ-300 разработан в ОАО «Проминтро» и модернизирован в
ВИАМ. Его структурная схема показана на рис. 10.4. Коллимированный пу-
чок излучения просвечивает объект, расположенный на устройстве переме-
щения, которому задано возвратно-поступательное движение вдоль прямой АВ
с одновременным вращением вокруг оси О. Прошедшее через объект излуче-
ние регистрируется линейкой детекторов из сернистого кадмия под разными
углами. Следовательно, толщина объекта контроля (ОК) и коэффициент ос-
лабления материала объекта зависят от положения линии перемещения объек-
та. Математически ОК представляет собой функцию /[ ц (/) d(/)], где ц(/) —
линейный коэффициент ослабления излучения; d(l) - толщина ОК в месте
просвечивания; / — линия перемещения ОК.
Изображение внутренней структуры объекта создается с помощью опреде-
ленного алгоритма, в основе которого лежит решение интегрального уравне-
ния вида
fn(/) J(/) d/ = ln-Д-,
Рис. 10.4. Структурная схема томографа ВТ-300:
1 — коллиматор; 2 — объект контроля; 3 — детектор излучения; 4 — ЭВМ; 5 - источник
излучения; 6 — устройство перемещения объекта контроля
496
где Ро — мощность экспозиционной дозы в отсутствие объекта; P^d) ~
мощность экспозиционной дозы, прошедшая объект контроля в положении /.
Таким образом, информация об ОК содержится в величине Р[ц(/), d(l)].
За один цикл движения ОК воспроизводится его сечение толщиной 2 мм.
Чувствительность (минимально обнаруживаемый дефект) в 2-миллиметровом
сечении составляет ~ 0,04 мм.
Послойное исследование промышленных объектов методом рентгеновской
вычислительной томографии позволяет на порядок повысить чувствитель-
ность по сравнению с рентгенографическим методом, что особенно важно
при контроле ответственных деталей, например, лопаток турбины ГТД. Кри-
терием для выбора анодного напряжения, как и в рентгенографии, является
условие > 2, причем за величину d принимается большее ее значение
вдоль линии перемещения. Однако сложность и высокая металлоемкость до-
рогостоящего томографического оборудования ограничивают его применение
для НК, заставляя использовать только в тех случаях, когда информацию о
качестве детали нельзя получить никаким другим методом. Опыт такого при-
менения имеется на нашем предприятии.
ВИАМ совместно с АО «Проминтро» модернизирован существующий рен-
тгеновский томограф ВТ-300. Новое программное обеспечение позволило
перенести рентгеновскую томографию на объекты аэрокосмической техники,
в частности для контроля внутренней полости сложных объектов. Этот опыт
был использован при модернизации отечественных томографов. В настоящее
время рентгеновские томографы АО «Проминтро» (табл. 10.3) способны кон-
курировать с их американскими аналогами (табл. 10.4).
Для литых охлаждаемых лопаток, имеющих сложную внутреннюю поверх-
ность, рентгенотомографический контроль является зачастую единственным
методом оценки их качества.
Таблица 10.3. Томографы АО «Проминтро»
Модель	Технические данные	Стоимость, долл.
ВТ-500ХА	Ua < 450 кВ, d < 600 мм	650 тыс.
ВТ-1500	U& < 420кВ, d < 1500 мм, М < 1000 кг, с ускорителем	До 1,8 млн.
Таблица 10.4. Томографы фирм США
Фирма	Модель	Технические данные	Стоимость, долл.
SMS	201 СПА	ил = 420 кВ, rfmax = 550 мм, Чаах = 300 кг	4,5 млн.
BIR	ACTIS-1800	U& - 420 кВ, d‘< 1500 мм, Чаах < 1500 кг	4,0 млн.
	ACTIS-500	Ua = 420 кВ, d < 800 мм, Чах * 500 Кг	800 тыс.
17—1051
497
Прогресс в области отечественной рентгенотомографии подтверждают дей-
ствующие ныне томографы ВТ-500 и ВТ-50, применение которых для конт-
роля системы охлаждения литых охлаждаемых лопаток позволяет решать со-
вершенно уникальные задачи, в частности ‘определять отклонения толщины
внутренних элементов (рис. 10.5). Эта задача не решается методами ультра-
звуковой и рентгенографической дефектоскопии, в то время как рентгенов-
ская вычислительная томография дает возможность получать результат в виде
томографического изображения с разрешающей способностью 10 пар лин/мм
и выше.
Примером больших возможностей рентгеновской вычислительной томо-
графии является определение утонения перегородки лопатки в области 8-го
отверстия (рис. 10.6). Утонение стало причиной разрушения турбины при ее
испытаниях. Результат контроля представлен томограммой (рис. 10.7); режим
томографирования: Ua = 360 кВ, /а = 2 мА, фильтр из алюминиевой фольги
толщиной 1 мм, воспроизводимое изображение получено линейкой из 24
детекторов. Толщина перегородки составляет 0,6 мм; разрешающая способ-
ность изображения томографа ВТ-500 составляет 12,5 пар лин/мм.
Таким образом, посредством рентгенотомографии возможно установить не
только факт утонения перегородки, но и измерить ее толщину с точностью
-0,05 мм. Компьютерная обработка результатов рентгенотомографии позволя-
ли?. 10.5, Томограммы поперечных сечений, полученные на вычислительном томографе ВТ-500
498
Рис. 10.6. Расположение элементов во внутренней полости лопатки по сечению:
1 — толщина перегородки; 2 — толщина наружной стенки; 3 — толщина стенки
Рис. 10.7. Томограмма поперечного сечения через 8-е отверстие
(утонение внутренней стенки до 0,6 мм)
17*
499
Рис. 10.8. Томографичес-
кое изображение попереч-
ного сечения через 8-е
отверстие, окрашенное в
зонах утонения (утонение
внутренней стенки ближе к
входу отверстия до 0,45 м)

Рис. 10.9. Томограмма ли-
той охлаждаемой лопатки с
остатками керамического
стержня во внутренней по-
лости
500
ет манипулировать изображениями: увеличивать (рис. 10.8), окрашивать в раз-
личные цвета, выделять определенные зоны, что делает этот метод еще более
привлекательным.
Вторым примером может служить контроль внутренней полости литых
охлаждаемых лопаток на предмет обнаружения остатков керамических стерж-
ней. Исследования показали, что томография позволяет выявлять остатки
керамики размером до 0,07 мм (рис. 10.9). Режим: С/а = 150 кВ, 1а = 7 мА,
без фильтра, количество детекторов — 23.
Этими примерами не исчерпываются возможности рентгеновской вычис-
лительной томографии для охлаждаемых лопаток. Она успешно применяется
для контроля на предмет обнаружения дефектов литья, контроля расположе-
ния элементов, а в отдельных случаях — трещин во внутренней полости.
5.	Тепловизионный метод
Для лопаток ГТД, работающих в условиях высоких температур, разрабаты-
ваются специальные жаропрочные сплавы и покрытия для них. Кроме того,
создаются конструкции лопаток с различными системами охлаждения. Из-за
сложной технологии изготовления охлаждаемых лопаток не исключается воз-
можность появления дефектов в системе охлаждения (засорение каналов ке-
рамикой, уход размеров и смещение каналов, залив отверстий и т.д.) уже в
процессе производства.
Влияние на качество охлаждения лопатки, аналогичное влиянию дефек-
тов, могут оказывать недоработки в конструкции системы охлаждения. Обна-
ружить дефекты в системе охлаждения, приводящие к локальному наруше-
нию однородности теплового поля на поверхности лопатки, а также опреде-
лить эффективность системы охлаждения, в частности ее степень и
равномерность, можно путем изучения аномалий температурного поля, воз-
никающих при достаточно интенсивном нагреве (охлаждении) лопатки воз-
душным потоком через ее систему охлаждения.
Использование контактных методов измерения температурного поля зат-
руднено из-за необходимости крепления термопар, искажения температурно-
го поля вблизи контакта и т.п. Наиболее приемлемо исследование темпера-
турного поля бесконтактными методами. В связи с этим для исследования
эффективности и качества работы системы охлаждения турбинной лопатки
все более широкое применение получает тепловизионный метод неразрушаю-
щего контроля.
Тепловые методы основаны на взаимодействии теплового поля объекта с
термометрическими чувствительными элементами (термопарой, фотоприемни-
ком, термоиндикатором и т.д.) и преобразовании параметров поля (интенсив-
ности, температурного градиента и др.) в параметры электрического или дру-
гого сигнала и передаче его на регистрирующий прибор. При тепловизион-
ном методе термометрическим элементом является фотоприемник
тепловизора, который регистрирует инфракрасный (ИК) поток с поверхности
контролируемого объекта. С учетом излучающей способности данной точки
объекта поступающий от нее на фотоприемник тепловизора ИК поток про-
501
порционален температуре в этой точке, то есть тепловизор на своем монито-
ре позволяет получить изображение (термограмму), воспроизводящее темпе-
ратурное поле поверхности контролируемого объекта [1]. При контроле ох-
лаждаемых лопаток ГТД для создания температурного поля, несущего инфор-
мацию о внутреннем строении и состоянии системы охлаждения, через
систему охлаждения может пропускаться как холодный воздух, при внешнем
обдуве горячим, так и горячий, при внешнем обдуве холодным. Ввиду того,
что внешний обдув горячим воздухом приводит к нагреву внешних элемен-
тов установки, посылающих в заданном направлении воздушный поток, а
значит, к дополнительным трудно учитываемым помехам, был выбран второй
вариан — внешний обдув холодным воздухом при продувке системы охлажде-
ния горячим. Таким образом, в нашем случае, тепловизионный метод осно-
ван на регистрации и анализе температурного поля поверхности лопатки при
ее работе в условиях продувки через систему охлаждения горячего воздуха и
обдуве внешней поверхности холодным, т.е. при обратной картине по срав-
нению с работающим двигателем. Расходы горячего и холодного воздуха под-
бираются индивидуально для каждой лопатки и в идеальном случае можно
полностью смоделировать условия ее работы в двигателе.
Для определения модельных или оптимальных условий контроля можно
воспользоваться тепловыми расчетами конструкторов для контролируемой
лопатки. Так, для оболочковой лопатки, используя аналогию Рейнольдса
можно получить следующие соотношения, описывающие теплообмен на внут-
ренней поверхности лопатки в системе охлаждения [2]:
Nu0TB = 0,11 Re°0'T7B (/ / J)"0’3; NuKaH = 0,018 Re^H ,
где NuOTB = ^ ; Re0TB = Gd° ; NuKaH = аАдр ; ReKaH =	;
OTB X 0TB	кан X кан	ГкИ
ao, ак - коэффициенты теплоотдачи под отверстием и в каналах; dQ — диа-
метр отверстий; X — коэффициент теплопроводности воздуха; G — расход
горячего воздуха; Z — количество отверстий; ц — динамическая вязкость;
^гидр = 47^/Л (FK — площадь канала, П — периметр канала); / — расстояние
от отверстий до оболочки.
Используя разностную схему, по вышеприведенным уравнениям рассчита-
ли температуры и расходы воздушных потоков для обдува внешней поверх-
ности лопатки и для продувки каналов системы охлаждения.
Результаты экспериментов, проведенных по рассчитанным параметрам,
показали, что перекрытие даже одного канала приводит к заметному (до 1,6°С
на уровне 50°С) искажению поверхностного температурного поля лопатки.
Было также отмечено, что наиболее эффективно проводить контроль в пер-
вые 2—6 с после подачи горячего воздуха.
Сопоставление результатов тепловизионного контроля различных лопаток,
а также данных тепловых расчетов конструкторов удобно проводить в безраз-
мерном виде:
502
g _ ^ст
Тг-тх 5
где Тст — температура стенки лопатки; Тх — температура холодного воздуха;
Тг — температура горячего воздуха.
В этом случае можно исключить влияние колебаний температуры горячего
и холодного воздуха в процессе эксперимента.
Для исключения влияния неравномерности коэффициента излучения с
поверхности лопаток, на поверхность перед контролем наносится покрытие
толщиной 50—100 мкм с равномерным полем коэффициента излучения. В
качестве покрытий для лопаток рекомендуются пенетрант и лак черный КО-
415 с характеристиками: температура нагрева 40—95°С; перепад коэффициен-
та излучения по площади лопатки 0,005; степень черноты 0,88 и 0,97 соот-
ветственно.
Учитывая высокие требования к проводимому контролю, в качестве ре-
гистрирующих приборов можно использовать тепловизоры с характеристи-
ками, приведенными в таблице 10.5. Как видно, у отечественного теплови-
зора значительно хуже геометрическое разрешение. Частично этот недоста-
ток можно устранить, используя дополнительные математические
преобразования при обработке изображения, однако при контроле неболь-
ших по размерам объектов он существенно сужает возможности теплови-
зионного контроля.
Таблица 10.5. Характеристики тепловизоров
Марка тепловизора	Диапазон температур нагрева, °C	Чувствительность, А °C	Поле обзора, град	Частота кадров, точек/мм	Г еометрическое разрешение
AGA-780 (Швеция) AGEMA	-20...+900	0,1	20x20; 3,5x3,5; 7x7	25	1,5
Радуга-АТ (Россия)	20-200	0,2	18x19	25	0,5
Комплекс для контроля лопаток ГТД
Метод реализован на специально разработанном тепловизионном комплек-
се, состоящем из следующих узлов (рис. 10.10):
А1 — профилированная тест-камера; А2 — щит манометрический; АЗ —
блок мерных шайб; Д4 — блок нагрева; А5 — блок регулировки температуры
горячего воздуха.
Тест-камера представляет собой профилированный корпус 7, воспроизво-
дящий межлопаточный канал решетки в среднем сечении лопатки 2. Боко-
вые стенки тест-камеры выполнены из прозрачного ИК материала (ИК-кера-
мики). В нижней ее части располагается узел крепления исследуемых лопа-
ток 3. В тест-камеру поступает сжатый воздух комнатной температуры, расход
503
Рис, 10,10, Структурная схема тепловизионного стенда для контроля системы охлаждения
лопатки ГТД:
1 — профилированный корпус; 2 — лопатка; 3 — узел крепления; 4, 5 — вентили;
6 — влагоотделитель; 7 - регулятор давления
которого регулируется вентилем 4. В систему охлаждения лопатки через блок
нагревателей А4 поступает воздух, расход которого регулируется вентилем 5,
а температура — блоком А5.
Контроль температурного режима осуществляется термопарами с фикса-
цией на ленте самописца или в ПЭВМ. Для измерения расходов горячего и
холодного воздуха предназначены блок мерных шайб и манометрический щит.
Постоянные влажность воздуха и давление в сети поддерживаются фильтром-
влагоотделителем 6 и регулятором давления 7 (типа В57-16).
Тепловизионный компьютеризированный комплекс является источником
повышенного шума. Так, замеры общего уровня шума по шкале «А» дали
следующие результаты: на рабочем месте оператора на расстоянии 4 м от
тест-камеры — 76 дБ; у тест-камеры, на расстоянии 0,5 м от нее — 90 дБ,
тогда как по нормативам — для работающих в специальных наушниках не
более 80 дБ.
Комплекс работает следующим образом. Контролируемая лопатка устанав-
ливается в профилированную тест-камеру, где обдувается потоком холодно-
го воздуха с известными расходом и температурой. Профиль внутреннего се-
чения тест-камеры повторяет межлопаточный канал в двигателе, поэтому
тест-камера изготовляется индивидуально для каждой типовой формы лопат-
ки. Одновременно с внешним обдувом холодным воздухом, через систему
охлаждения с помощью специального узла крепления, подается нагретый
воздух с известными расходом и температурой. Продувка осуществляется до
достижения стационарных условий, после чего регистрируется температур-
ное поле поверхности лопатки. Анализируя температурное поле, можно су-
дить об эффективности и качестве работы системы охлаждения лопатки.
504
Особенности и качество работы системы охлаждения лопатки можно ис-
следовать и в нестационарном режиме. В этом случае нет необходимости во
внешнем обдуве, а значит и в профилированной тест-камере. Температурное
поле поверхности лопатки регистрируется в первые секунды начала ее про-
грева только при продувке системы охлаждения горячим воздухом. При та-
ком контроле более высокие требования предъявляются к программно-аппа-
ратному комплексу.
Интерфейс и программное обеспечение для записи и обработки термограмм.
Тепловизионный комплекс AGA-780-OSCAR-IBM PC/AT предназначен для
передачи термограмм с тепловизора в ЭВМ и их последующей обработки. В
состав тепловизора AGA-780 входит блок OSCAR — контроллер цифрового
магнитофона с блоками аналого-цифрового преобразователя (АЦП) и буфер-
ной памяти объемом 16 кб.
Разработанный интерфейс позволяет осуществлять программное управле-
ние этим комплексом с использованием ПЭВМ. Со стороны программ ин-
терфейс доступен через пять портов.
Обмен информации между центральным процессором (ЦП) и интерфей-
сом происходит посредством программных операций. Входные и выходные
сигналы интерфейса являются TTL совместимыми.
Быстродействие интерфейса определяется возможностями управляющей
ПЭВМ, а при работе в составе установки - контроллером блока OSCAR.
Максимальная скорость передачи кадров в компьютер через блок OSCAR —
10 кадров в секунду. Разработанный интерфейс тепловизор—ЭВМ позволяет
передавать серии термограмм из тепловизора в ЭВМ практически в реальном
масштабе времени, т.е. 25 кадров в секунду.
Программы для интерфейса тепловизор-ЭВМ состоят из программ записи
термограмм с тепловизора в ОП ЭВМ или на диск (файл), программы для
работы с записанными кадрами (поиск, копирование, удаление и т.п.) и ряда
программ для статической и динамической обработки термограмм. Програм-
мы обработки включают выбор типов пространственных и временных филь-
тров, определение истинных значений температур, их градиентов, контрас-
тов, выделение отдельных зон изображения, расчет и сравнение их статичес-
ких и динамических характеристик и т.п. В общем случае программы
предназначены для интерактивного подбора цепочки алгоритмов обработки
термограмм в пространстве и во времени, позволяющих определять дефект-
ную зону и параметры дефекта.
Программное обеспечение для передачи термограмм реализовано в виде двух
отдельных программ, объединенных в один командный файл. Такая схема была
принята, исходя из требования создания простого для отладки программного
обеспечения. При этом использование расширенной памяти для создания
места быстрого сохранения отснятых кадров с последующим их объединени-
ем в фильм легло на драйверы операционной системы. С помощью операци-
онной системы MS-DOS 6.2 создается файл со списком объединяемых кад-
ров. Запись кадров осуществляется в отдельные файлы на виртуальный диск.
В результате работы командного файла в текущей директории на жестком
диске образуется файл—фильм с заданным расширением и текстовый файл-
примечание с тем же именем и расширением txt.
505
Исследование систем охлаждения турбинных лопаток
на тепловизионном стенде
На разработанном стенде с компьютерной обработкой сигнала было ис-
следовано девять типов охлаждаемых турбинных лопаток ГТД. Ниже приве-
дены наиболее характерные результаты исследований и данные последующе-
го анализа четырех типов лопаток с двигателей Д18, АЛ31Ф, фирмы «Pratt
and Whitney» и оболочковой паяной лопатки. Учитывая, что эти лопатки су-
щественно различаются по геометрическим характеристикам и для них не
может быть разработана и изготовлена универсальная тест-камера, записи
температурного поля этих лопаток проводились в нестационарном режиме без
внешнего обдува холодным воздухом. Это несколько снизило информатив-
ность полученных результатов, однако позволило подобрать единые модель-
ные условия проведения экспериментов.
Рассчитав с использованием аналогии Рейнольдса величины безразмер-
ных температур в характерных сечениях лопаток, были определены основные
параметры контроля, проверенные экспериментально. В результате были ус-
тановлены следующие условия исследований: давление воздуха на входе в
систему охлаждения — 0,5 МПа, температура воздуха на входе в систему ох-
лаждения — 75°С.
Эксперименты проводились следующим образом. Поверхность всех лопа-
ток для создания равномерного поля коэффициента излучения покрывалась
пенетрантом ПР-1. При контроле лопатка устанавливалась в специально раз-
работанный и изготовленный замок, позволяющий подвести горячий воздух
в систему охлаждения. В определенный момент времени в систему охлажде-
ния запускался нагретый до заданной температуры воздух; одновременно
а	б
128L-K
128L-S11
Рис. 10.11. Термограммы охлаждаемых лопаток со стороны корыта (а) и спинки (6)
506
синхронизирующее устройство включало запись термограмм в ЭВМ IBM PC
Pentium с тепловизора AGA-780. Осуществлялась запись 15 кадров с интерва-
лом между кадрами 1 с в специально организованный файл с названием,
соответствующим номеру лопатки, с указанием зоны контроля (S — спинка,
К - корыто). К каждой паре файлов, относящихся к одной из лопаток, да-
ется текстовой файл того же названия, в котором указываются номер лопат-
ки, зона контроля, температура горячего воздуха, давление воздуха на входе
в лопатку, количество кадров в файле, интервал времени между записанными
кадрами, а также параметры тепловизора и характерные особенности самой
лопатки.
При работе с файлами записей термограмм нужно иметь в виду, что каж-
дый файл можно вывести на экран монитора ПЭВМ в режиме фильма. Вы-
водятся в порядке очередности все термограммы от 0 до 14. На термограм-
мах каждому цвету соответствует свой интервал температур. Внутри одного
файла термограммы можно усреднить, причем для этого может быть взята
любая последовательность кадров. В результате такого усреднения можно
устранить единичные выбросы на термограммах, т.е. выполнить простую
фильтрацию изображения. Результат усреднения или любой кадр файла мо-
жет быть распечатан на цифропечатающем устройстве в символьном виде, где
каждому символу соответствует свой интервал температур. Любой кадр может
быть распечатан в числовом виде, где в каждой точке дается значение запи-
санного сигнала в интервале от 1 до 255. В этом случае каждому единичному
значению интервала соответствует перепад в 0,04°С.
На рис. 10.11 приведены термограммы лопатки 128L со стороны корыта
К9 — а и спинки S11 — б. На термограмме со стороны корыта четко просмат-
ривается зона 1 аномально высокой температуры, совпадающей с зоной, где
рентгенографическим методом были выявлены остатки керамики. Перепад
температур в дефектной зоне достигает 1,5°С, размеры остатков керамики
1,5x4мм. На рис. 10.12 приведены термограммы со стороны спинки трех ло-
паток идентичной конструкции с различным распределением температур.
Лопатка OA7L, у которой по данным завода-изготовителя система охлажде-
ния изготовлена по оптимальной технологии, имеет равномерное температур-
ное поле по перу лопатки, без аномальных зон и высоких градиентов. У
лопатки 2U30 аналогичной конструкции, имеющей отклонения по геометрии
системы охлаждения и по результатам испытаний на пролив, температурное
поле существенно более неравномерно с аномальной зоной и высоким гра-
диентом в нижней части пера. Лопатка NC, выполненная по технологии
направленной кристаллизации, имеет более равномерное температурное поле
по перу по сравнению с лопаткой OA7L, имеющей по данным завода-изгото-
вителя оптимальное изготовление системы охлаждения.
На основании результатов анализа температурных полей исследуемых ло-
паток можно сделать следующие выводы.
На спинке лопаток с перфорацией на входной кромке (термограммы ко-
торых приведены на рис. 10.13) имеются характерные зоны диаметром 5—
10 мм с центром приблизительно в 7 мм от выходной кромки и на 10 мм
выше полки замка. Температура в этих зонах на 1,5—5°С выше, чем в рядом
расположенной области. Используя данные тепловых расчетов и используя
507
опыт предыдущих исследований на подобных лопатках, можно предположить,
что при максимальных значениях температур забросы в рядом расположен-
ных зонах в реальных условиях могут достигать 100— 120°С.
Одним из показателей качества работы системы охлаждения является ско-
рость разогрева лопатки после ввода в систему охлаждения горячего воздуха.
Как показали эксперименты, одно из самых низких значений этот параметр
имеет у лопаток с трещиной. При этом скорость разогрева лопатки полнос-
тью коррелирует с величинами, полученными на заводе-изготовителе при
испытании на пролив. Вместе с тем, лопатка с направленной кристаллизаци-
OA7L-S/12
2U30-S/12
NC-S/9
Рис, 10,12. Термограммы охлаждаемых лопаток
со стороны стенки с различным распределением
температуры.
(Лопатка NC выполнена по технологии направ-
ленной кристаллизации)
508
ей имеет одно из самых равномерных распределений температуры по перу по
сравнению с другими лопатками.
Запись термограмм позволяет сравнивать различные конструкции охлаж-
даемых лопаток ГТД. Так, ранее в аналогичных условиях без внешнего обду-
ва (давление 0,5 МПа, температура 80°С) были проведены эксперименты с
лопатками двигателя АЛ31Ф и фирмы «Pratt and Whitney». На рис. 10.14, а, б
приведены символьные распечатки термограмм спинки и корыта этих лопаток.
На этих распечатках каждому символу соответствует перепад 0,2°С. Видно,
что на обеих лопатках имеются характерные зоны, например зона 3 у лопат-
ки фирмы «Pratt and Whitney» и зона 1 на лопатке АЛ31Ф. В зоне 2 на обеих
3LOP-4/5
KOR-L1A/4
KOR-R2/7
Рис. 10.13. Термограммы охлаждаемых лопа-
ток с перфорацией по входной кромке
509
лопатках наблюдается существенное уменьшение (до 20 %) эффективности ра-
боты системы охлаждения. Вместе с тем градиент температур в зоне 3 не
превышает 1,5°С/мм при экспериментах без внешнего обдува и в 3 раза
меньше при внешнем обдуве, так как перед этой зоной на лопатке находится
ряд перфораций, образующих в зоне 1 пограничный слой более горячего газа
в модельных двигателях и более холодного — в реальных. При общем срав-
нении система охлаждения лопатки фирмы «Pratt and Whitney» более эффек-
тивно работает в средней и верхней зонах лопатки, а лопатки изделия
АЛ31Ф — в средней и нижней.
Особо следует сказать о результатах контроля системы охлаждения обо-
лочковых паяных лопаток. При анализе полученных термограмм было уста-
новлено, что тепловизионный метод с высокой степенью точности выявляет
изменение диаметра внутренних отверстий системы охлаждения, расположен-
ных под оболочкой. На рис. 10.15 приведена термограмма и результаты ее
обработки на ПЭВМ. На термограмме видно, что ряд внутренних отверстий
системы охлаждения (зона 3) имеет существенно меньшую пропускную
способность, чем остальные. Последующая обработка термограммы позво-
лила установить также, насколько уменьшился приведенный диаметр этих
отверстий:
,	_ у/Вк
^пр.к = г^~ ^пр 0 J
л/^о
где tZnp0, ^дрк — приведенные диаметры, соответственно, бездефектного и
контролируемого отверстий; Bq, Вк~ рассчитанные при обработке термограм-
мы баллы по центру бездефектного и контролируемого отверстий.
Таким образом, в результате анализа температурных полей исследованных
лопаток были отмечены:
—	наличие характерной для группы лопаток зоны на спинке с центром в
7 мм от выходной кромки и на 10 мм выше полки замка, имеющей суще-
ственно более высокую температуру при продувке горячим воздухом, чем
рядом расположенные области;
—	наличие характерной для всех лопаток зоны на спинке с центром в
8—10 мм от выходной кромки и на 10 мм выше полки замка, имеющей
существенно более высокие градиенты температур по сравнению с осталь-
ной поверхностью пера лопатки;
—	меньшая по сравнению с другими лопатками эффективность охлажде-
ния лопатки с трещиной;
—	более равномерное поле температур у лопатки, полученной с направ-
ленной кристаллизацией, по сравнению с остальными лопатками.
На основании сравнения приведенных результатов с данными ранее об-
следованных лопаток (дефлекторных и вихревых) можно сделать следующие
выводы:
—	наличие у рассмотренных выше лопаток зон, близких по размерам и
перепадам температур к зонам у обследованных ранее дефлекторных и вих-
ревых лопаток, означает, что заброс температур стенок лопаток в реальных
условиях на 200—220°С выше расчетных, что приводит к появлению терми-
510
Рис. 10.14. Символьная распечатка термограммы спинки и корыта лопаток двигателя
АЛ31Ф (а) и фирмы «Pratt and Whitney» (б)
511
ческих напряжении, вызывающих растрескивание на спинке в зоне третьего
ребра от полки замка по выходной кромке;
—	температурное поле исследованных лопаток имеет близкие градиенты
температур с лопатками АЛ31Ф, но существенно (приблизительно в 1,5 раза)
превышающие градиенты у лопаток фирмы «Pratt and Whitney», у которых
система охлаждения более эффективно работает в средней и верхней зонах
пера лопатки, а у лопаток АЛ31Ф — в средней и нижней;
—	система отверстий (перфорация) уменьшает перепады температур по
лопатке, однако
на указанных выше характерных зонах это скорее
всего не
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
1
3
4
5
6
7
8
9
10
11
12
13
14
53
54
55
56
57
58
59
60
61
62
63
64
........................................00........
....................................0011111.......
...............0112211............001212210.......
..............011344321...........0011222221......
............01123454310...........0112222221......
............011233432100........001123333322......
............00112332111000000001112233333320......
...........00111222211000000001112223333322.......
...........01122332221000.000001112222222220......
...........01223444432110.....000111122222220.....
.........011234566532110......00011122222210......
........001123456653210...........001112221110....
........001123445542110.............0111121110....
........00122344433210...............111111110....
........00233455542110..............0011111111....
........01234566642200..............0111221111....
........0123457765210...............0112222221....
.......4)112356764211............011222323220....
.........1123444432100...........0012233333331....
........0011223322100.........000112333444432....
..........011222221100.........01122334444443....
....... 0112222221100..........011223344455440...
......011123343321100.........0011223344555541...
......01123345442110...........011233445555541...
......01122344432110...........011233445555541...
.......011233322110...........0011233445555552...
........01122211100.............011233444555552...
........0011111100..............01223344555552...
........0012211100.............001123344555553...
.......01122222100..............01123344455553...
.......0112333210................0123344555543...
........112222210................1113344455544...
........001111000...............01122344555543...
........00001000................011233334454440..
.......00011100 .................001222344444431..
.....00111211100.................01122334444431..
.....011223322110.................0112233444431..
.....112234443210 ..................011223444442..
....001122333210..................0112234444443..
.....0111221110..................00123344555553..
....01121111100..................01123345566654..
.. .0011222211100...............0012344555666641.
. .0112233332110................0112345556666651.
.01122345553210.................0122344556666651.
. 11122344543210................0012234556666652.
. .0111233332100.................012234555667652.
....011122111...................0012234555566653.
....0011100......................011233344555542.
....000000 ........................01122334444432.
....00001100.......................0011233333331.
....0111111.........................011223333322.
....0011000..........................01122222221.
....00000..............................111211110.
....001000.............................00111110..
...0111110........................................
...0233320........................................
...0233210........................................
....OHIO..........................................
1
10
20
30
40
50
60
70
80
90
100
110
Рис. 10.15. Термограмма и распечатка ее обработки оболочковой лопатки с дефектными
отверстиями (зона 3)
512
скажется. Окончательный ответ можно получить только после проведения
экспериментов с внешним обдувом в профилированном корпусе.
При анализе полученных термограмм было установлено, что тепловизион-
ным методом с высокой степенью точности (до 10% от приведенного диа-
метра) можно определять изменение диаметра внутренних отверстий системы
охлаждения паяных оболочковых лопаток, расположенных под оболочкой, а
также выявлять остатки керамики размерами до 1x4мм.
Таким образом, тепловизионным методом, реализуемым на разработанном
комплексе, можно оценивать качество системы охлаждения большого класса
лопаток ГТД — с дефлектором, циклонно-вихревых, паяных с внешней обо-
лочкой, с различными типами ввода охлаждающего воздуха, литых, выпол-
ненных по технологии направленной кристаллизации и т.д.
6.	Электропотенциальный метод
Физической основой электропотенциального метода является изменение
электрического сопротивления на участке, по которому пропускают ток, при
появлении на нем поперечных направлению тока трещин или изменении его
геометрических размеров.
Сущность электропотенциального метода состоит в следующем. На зачи-
щенную электропроводящую поверхность устанавливаются на определенном
расстоянии один от другого четыре электрода, смонтированные в преобразо-
вателе. Два из этих электродов являются токовыми — по ним пропускают ток
от источника переменного или постоянного тока, а два других электрода
(потенциальных) — измерительными и используются как начальное звено
цепи, служащей для определения электрического сопротивления участка ис-
пытуемой детали. Так как величина сопротивления на участке контролируе-
мой стенки между двумя потенциальными электродами определяется не толь-
ко свойствами материала (его удельным электрическим сопротивлением), но
и конфигурацией и размерами измеряемого участка, то при соответствующих
условиях электропотенциальный метод применяется для измерения толщины
стенок металлических листов и пустотелых деталей.
Исследования на трех лопатках проводились с использованием разрабо-
танного и изготовленного в ВИАМ электропотенциального прибора типа
ИГТ-2 в комплекте с макетами двух- и четырех контактных преобразовате-
лей, позволяющих осуществлять одно- и двухсторонний контроль толщины
стенки лопатки. При исследованиях применяли макеты изготовленных под
данный тип лопатки преобразователей, имеющих базу (расстояние между по-
тенциальными электродами), равную 1,5 мм. С целью определения возмож-
ности оценки толщины стенки лопатки на первом этапе измерения проводи-
лись на внешней стенке. В связи с тем, что толщина стенки в этой зоне от
верхней части лопатки к замку увеличивается, были выполнены замеры сиг-
нала, снятого с преобразователей в зоне всех отверстий от верхней части
лопатки до замка. На основании исследований была построена кривая за-
висимости показаний прибора от толщины стенки при различных конструк-
тивных исполнениях электродов преобразователя (рис. 10.16). Как видно,
1/2 18 — 1051
513
Рис, 10,16, Изменение
сигнала электропотенци-
ального прибора в зависи-
мости от толщины стенки
лопатки в зоне разброса
замеров (А)
электропотенциальный метод позволяет определять толщину стенки на ис-
следованных лопатках с чувствительностью 0,1 мм.
При исследованиях было отмечено, что на погрешность измерений могут
оказывать влияние такие факторы, как близость к замку или к ребрам, кри-
визна испытуемой поверхности, изменение электропроводности материала.
Для снижения их влияния при определении толщины стенки лопатки была
модернизирована принципиальная электрическая схема прибора в части под-
настройки токовых и электрических параметров работы преобразователя, си-
стемы измерения и обработки результатов измерения с использованием мик-
ропроцессора. Для замера толщины внутренней стенки между полостью сис-
темы охлаждения и отверстием, выходящим на поверхность лопатки, был
изготовлен преобразователь оригинальной конструкции с базой 1 мм, позво-
ляющий проводить измерения внутри отверстия. В соответствии с предъявля-
емыми требованиями был разработан и изготовлен макет прибора со специ-
ализированным преобразователем. Замеры, проведенные с помощью этого
прибора, позволили дифференцировать эти лопатки по толщине контролиру-
емой стенки. Таким образом, подтверждена возможность измерения разрабо-
танным прибором толщины не только внешних, но и внутренних стенок в
отверстиях с чувствительностью до 25 % от измеряемой величины.
7.	Реолого-резистивный метод
Анализ реологических свойств тел и влияния на них дефектов типа нару-
шений сплошности привел к заключению о возможности и целесообразности
создания метода на основе построения и анализа реологических кинетик и
исследования напряженно-деформированного состояния объектов контроля.
Рассматриваемый реолого-резистивный метод основывается на способнос-
ти тел оказывать реологические сопротивления внешним воздействиям. В
отличие от стандартных испытаний, определение прочностных свойств этим
методом можно проводить на натурных объектах. Использование нагрузки в
области идеальной упругости для материала бездефектного объекта приводит
к выходу за пределы этой области в зонах концентрации напряжений и со-
514
здает фон остаточных напряжений, величина которых зависит от времени
воздействия и может привести даже к разрушению.
В связи с этим исследования проводятся в два этапа.
На первом этапе определяется допустимая величина нагрузок, обеспечива-
ющая возможность дальнейшего изучения напряженно-деформированного со-
стояния объекта в области упругости. Для этого на натурных объектах сни-
маются реологические кинетики, т.е. зависимости деформационных смеще-
ний от времени при фиксированной нагрузке. Осуществляется это следующим
образом: исследуемый объект локально жестко закрепляется, к нему прикла-
дывается нормированная по характеру деформационных смещений нагрузка
и фиксируется нулевой уровень отсчета смещений на момент начала отсчета
времени. Через определенные интервалы времени измеряется величина дефор-
мационного смещения и строится зависимость деформации от времени. По
полученным кинетикам определяется область допустимых нагрузок.
На втором этапе изучается напряженно-деформированное состояние ис-
следуемого объекта в пределах величины нагрузок, определенных на первом
этапе. В зависимости от ставящейся задачи выбираются характер нагружения
и оптимальные точки объекта, в которых измеряются деформационные сме-
Рис. 10.17. Схема устройства для контроля кера-
мических стержней реолого-резистивным ме-
тодом:
1 - блок крепления; 2 - блок нагружения;
3 — керамический стержень; 4 — отражатель;
5 — лазер; 6 — измерительная шкала
щения.
Метод был применен для интегральной оценки годности керамических
стержней. При их изготовлении возможно образование трещин, включений,
между тем от стержней зависит качество изготовления лопаток. Учитывая
то, что в технологическом процессе в наибольшей степени на стержень воз-
действуют изгибающие усилия, для нагружения была. использована схема
изгиба консольной балки сосредоточенным усилием, приложенным к сво-
бодному концу. Керамические стержни из-за достаточно высокой хрупкости
являются сложными объектами для контроля данным методом, поэтому для
реализации метода было разработано устройство (рис. 10.17), включающее
блок крепления 7, нагружения
2 и регистрации деформацион-
ных смещений. В блоке крепле-
ния предусматривалось ограни-
чение давления крепежа на
стержень 3. Использовалась оп-
тическая система регистрации
деформационных смещений: на
стержень укреплялся зеркаль-
ный отражатель 4, на который
направлялся луч лазера 5. Реги-
страция деформационных сме-
щений осуществлялась путем
измерения по шкале 6 величи-
ны смещения отраженного
луча, которая коррелировала с
деформационным смещением
стержня в точке крепления от-
ражателя.
72 18*
515
На первом этапе снимались реологические кинетики, по которым было
установлено, что для исследуемых керамических стержней допустимые нагруз-
ки, приложенные к свободному концу, зависят от размеров стержней. На вто-
ром этапе исследовались стержни, нагруженные сосредоточенным усилием в
пределах 0—100 мН, что обеспечивало работу в области упругости даже для
образцов с дефектами.
В табл. 10.6 приведены результаты измерения смещения отраженного луча
и рассчитанные по ним углы поворота оси стержня, а также указан характер
дефекта, обнаруженного контролером визуальным методом. В последней стро-
ке даны результаты замеров на бездефектных образцах. Небольшой разброс
значений определяется флуктуацией упруго-прочностных свойств стержней
различных партий и погрешностью измерений.
Незапрессовка представляла собой области с рыхлотами и частичным от-
сутствием поверхностного слоя. При анализе напряженно-деформированного
состояния образца их можно рассматривать как локальные уменьшения по-
перечного сечения и считать, что концентраторами напряжений они не явля-
ются. Включения представляли собой инородные частички размером
0,5-1 мм, которые могли оказаться концентраторами напряжений. Утяжки —
это углубления на поверхности, которые свидетельствуют о повышенном
уровне растягивающих напряжений, образовавшихся в процессе формовки в
этой области, а также могут быть результатом уменьшения поперечного сече-
ния образца.
Проведенные эксперименты показывают, что наибольшее влияние на из-
менение напряженно-деформированного состояния образца оказывают трещи-
ны. Наличие их увеличивает угол изгиба оси образца в 2 раза по сравнению
с бездефектным. Утяжки, как зоны остаточных растягивающих напряжений,
вместе с приложенными напряжениями, увеличивают угол изгиба оси образ-
ца по сравнению с бездефектным приблизительно в 1,5 раза. Незапрессовки
изменяют угол наклона оси образца примерно в 1,3 раза. Включения в дан-
ном случае не оказывают существенного влияния на напряженно-деформиро-
ванное состояние стержня.
Таблица 10.6, Величина сигнала в зависимости от характера дефекта
Образец №	Смещение луча по шкале, см	Угол поворота оси стержня, рад	Характер дефекта
1	2,1	0,021	Трещина
2	1,9	0,019		 55 	
3	1,3	0,013	Незапрессовка
4	1,4	0,014		>,	
5	1,0	0,010	Включение
6	1,8	0,018	Включение
			и трещина
7	1,5	0,015	Утяжка
8	1,3	0,013		,,	
9	1,6	0,016		,,	
Контрольный	0,8 - 1,0	0,008 - 0,010	—
(бездефектный)			
516
Таким образом, установлено, что при существующей точности и разреша-
ющей способности экспериментального оборудования можно обнаруживать
ряд дефектов, встречающихся в керамических стержнях, — трещины, утяжки,
незапрессовки. Именно эти дефекты являются наиболее опасными, так как
вызывают аномалии напряженно-деформированного состояния стержней при
последующем изготовлении лопаток.
8.	Контроль керамических стержней и оболочковых форм
Пригодность керамики для службы в тех или иных условиях определяется
ее свойствами, касающимися главным образом способности выдерживать вы-
сокие температуры в сочетании с механическими и химическими воздействи-
ями. К керамическим стержням и оболочковым формам предъявляются тре-
бования по податливости и разрушаемости. Определённая податливость не-
обходима для исключения образования горячих трещин в отливках при их
кристаллизации и охлаждении, а также для снижения остаточных напряже-
ний. Кроме того, керамические стержни должны легко разрушаться при хи-
мическом и механическом воздействиях во время извлечения их из отливок.
Соблюдение требований, предъявляемых к керамическим стержням и обо-
лочковым формам, контролируется определением их механической прочнос-
ти при комнатной и высокой температурах, температуры начала деформации,
пористости, кажущейся плотности и водопоглощения.
Механическая прочность
Прочность является одним из важнейших свойств керамических мате-
риалов.
В процессе получения отливок керамические стержни и оболочковые фор-
мы подвергаются неоднократным механическим и термическим воздействи-
ям: при прессовании моделей, покраске, сушке модельных блоков, вытопке
модельной массы, прокалке керамических оболочек, а также при заливке
форм металлом. В наибольшей степени на стержень и форму действуют из-
гибающие усилия. Поэтому в технологическом процессе изготовления кера-
мических стержней и форм предусматривается, в качестве обязательной, кон-
трольная операция определения предела прочности при изгибе. При этом
определяют величину разрушающего изгибающего момента, который при ус-
тановлении предельного напряжения опр относят к моменту сопротивления
образца. Предел прочности при изгибе (МПа) определяют на специально
изготовленных образцах ~ балочках прямоугольного или квадратного сечения.
На практике, как метод нагружения, наибольшее распространение для ке-
рамики получил поперечный изгиб образца сосредоточенным усилием (трех-
точечный изгиб).
Для сравнительной оценки прочности различных стержневых материалов,
испытания должны проводиться на образцах одинаковых размеров и форм.
Исследованиями установлено, что показатели прочности в зависимости от
типоразмера образца из одного и того же материала имеют большой разброс-
18— 1051
517
до 5,0 МПа. При этом наблюдается значительная дисперсия результатов, до-
стигающая 25—30%. Разница в значениях прочности образцов при трехточеч-
ном изгибе объясняется величиной отношения расстояния между опорами /
к толщине испытуемого образца h. Обработка статистических данных по
прочности образцов различных типоразмеров показала, что стабильные ре-
зультаты получаются при испытании образцов с соотношением l/h = 5—10.
При этом необходимо учитывать, что погрешности определения прочности
при изгибе обычно связаны (кроме разброса величин от образца к образцу) с
недостаточной правильностью формы образца и геометрии нагружения, а
также аппаратурными погрешностями. Большие ошибки возникают при сме-
щении нагрузки в сторону какой-нибудь опоры.
С учетом вышесказанного в ВИАМ разработана отраслевая методика по
определению прочности материала стержней и форм при комнатной темпе-
ратуре. В соответствии с этой методикой определение предела прочности при
поперечном изгибе керамических материалов стержней и оболочковых форм
проводится при разрушении свободно лежащего на двух опорах образца си-
лой, приложенной в середине, в условиях статического кратковременного
нагружения.
Предел прочности при поперечном изгибе керамических оболочковых
форм и стержней определяют не менее, чем на восьми образцах от каждой
партии. Образцы для испытаний должны иметь форму бруска прямоугольно-
го сечения с размерами: длина 40 ±1,0 мм, высота 5 ± 0,5 мм, ширина
20 ±0,5 мм - для форм и длина 50 ±1,0 мм, высота 4 ± 0,2 мм, ширина
12 ± 0,3 мм — для стержней. При исследовании новых материалов допускает-
ся применение образцов длиной 80 ± 1 мм.
На рабочей поверхности образцов не допускаются трещины, вмятины,
сколы, обнаруженные визуально. Отклонение от параллельности противопо-
ложных сторон образца не должно превышать 0,2 мм на каждые 10 мм дли-
ны. У керамических форм длину и ширину образца измеряют в его середине
с точностью 0,1 мм, у керамических стержней — длину образца с точностью
0,5 мм, ширину и толщину в пяти точках (через каждые 10 мм) с точностью
0,05 мм.
Для испытаний применяют разрывные или универсальные машины любой
системы с ценой деления не более 24,5 Н, обеспечивающие статический ре-
жим нагружения с относительной погрешностью 1%.
Приспособление для испытаний должно иметь две цилиндрические опоры
(ролики) и одну нагружающую цилиндрическую опору (ролик) одинакового
размера с диаметром 6 ± 0,2 мм. Опоры должны быть изготовлены из твердо-
го сплава, с шероховатостью поверхности не выше 7?а = 0,63 мкм. Опоры, на
которые устанавливают образец и нагружающий ролик, должны быть распо-
ложены параллельно. Это следует учитывать при изготовлении приспособле-
ния на изгиб. При определении прочности на изгиб на разрывной машине
может быть использовано съемное приспособление, показанное на рис. 10.18.
Соосность верхней и нижней опор достигается, благодаря специальной
конструкции приспособления, предварительной разметке образца и точной его
установке. Образец должен быть помещен горизонтально на опоры так, что-
бы его продольная ось была перпендикулярна осям опор. Смещение прило-
518
жения верхней опоры относительно середины
образца не должно превышать 0,5 мм. Нагру-
жение проводят с постоянной скоростью, не
более 6 мм/мин.
Прочность при изгибе вычисляют по фор-
муле:
__ ЗР1
°изг = 2bh2 ’
I
Рис, 10.18. Схема съемного при-
способления к разрывной маши-
не для определения прочности
на изгиб: 1 — испытуемый обра-
зец; 2 — нижняя опора; 3 — да-
вящая опора; 4 — тяги разрыв-
ной машины
где Р — разрушающая нагрузка, Н; / — расстоя-
ние между нижними опорами, м; b - ширина
образца, м; h — высота образца, м.
Результаты испытаний округляют с точнос-
тью до 0,98 МПа. Испытания считают недей-
ствительными, если место разрушения образ-
ца отстоит от линии приложения нагрузки
более чем на 5 мм. За показатель предела
прочности при поперечном изгибе принима-
ют среднее арифметическое значение из вось-
ми определений.
Величину предела прочности керамических
форм и стержней, принятых для производства,
устанавливают в зависимости от конфигура-
ции, условий эксплуатации и качества полу-
чаемых отливок.
Керамические материалы, предназначенные
для службы при высоких температурах, испы-
тывают на одновременное воздействие меха-
нических нагрузок и температурных полей.
При повышенных температурах, как правило,
наблюдается снижение прочности, что объяс-
няется ослаблением внутрикристаллических связей из-за увеличения колеба-
тельных движений атомов и молекул. В связи с этим очень важно изучение
изменений механических свойств керамических стержней и оболочковых
форм с повышением температуры. Для этой цели может быть использован
описанный выше метод оценки кратковременной прочности при трехточеч-
ном изгибе при комнатной температуре. Однако определение высокотемпера-
турной прочности керамических материалов предполагает использование спе-
циальных установок, сочетающих лабораторную печь и нагружающее устрой-
ство. Высокотемпературные (до 1600°С) испытания материалов керамических
стержней и оболочковых форм должны проводиться в вакууме, что соответ-
ствует реальным условиям литья лопаток ГТД с направленной и монокрис-
таллической структурами.
Предел прочности при поперечном изгибе при высоких температурах оп-
ределяется не менее чем на пяти образцах от каждой партии. Образцы для
испытаний представляют собой бруски прямоугольного сечения.
18*
519
Для испытания керамических образцов при повышенных температурах ис-
пользуется то же оборудование, что и при испытаниях при комнатной темпе-
ратуре. Температура испытаний до 1600°С поддерживается нагревательным ус-
тройством, которое обеспечивает равномерный нагрев образцов до заданной
температуры и сохранение ее на протяжении всего времени испытания. На-
грев осуществляется со скоростью 6-12°С/мин.
При проведении испытаний на воздухе могут использоваться хромель-алю-
мелевые термопары с электродами диаметром 0,5—0,6 мм. При испытании об-
разцов в вакууме применяются вольфраморениевые термопары диаметром
0,3—0,5 мм. При максимальной температуре в электропечи вакуум не должен
быть ниже 1 • 10“3 мм рт. ст. Электропечь включают при достижении вакуума
1 • 10“4 мм рт. ст. Температуру следует повышать равномерно. Время выдержки
при заданной температуре 15—20 мин. За показатель предела прочности при
изгибе принимают среднее арифметическое значение из пяти определений.
Температура начала деформации
При служебных температурах, превышающих 1100—1200°С, в керамике
возникает пластическая деформация. Деформация огнеупорных материалов
при высоких температурах под нагрузкой служит важной характеристикой для
оценки их свойств.
Для определения температуры начала деформации (ТНД) измеряют вели-
чину деформации под действием сжимающих нагрузок при непрерывном
повышении температуры, которая в свою очередь зависит от природы и фа-
зового состава материала. Так, достаточно высокие температуры деформации
характерны для корундовых (А12О3), муллитовых (ЗА12О3 • 2SiO2) и кварцевых
(SiO2) материалов, широко используемых для изготовления керамических
стержней и оболочковых форм. Примеси, образующие стекловидную фазу,
снижают температуру деформации. Размягчение материала керамического
стержня приводит к его недопустимому короблению, а оболочковой формы —
к деформации и разрушению.
В ВИАМ разработан метод для определения ТНД керамических материа-
лов под нагрузкой при сжатии до 1700°С. Образцы устанавливают в специ-
альное приспособление под постоянной нагрузкой, приложенной вертикаль-
но по всей плоскости образца.
Определению подлежат температуры:
—	начала деформации при сжатии (0,5%), при нагрузке осж = 1,96 МПа;
-	1—4 %-ной деформации при нагрузке осж = 1,96 МПа;
-	начала деформации при нагрузке осж > 1,96 МПа.
ТНД под нагрузкой определяют не менее чем на трех образцах от партии:
образцы цилиндрические диаметром 20 ±0,1 мм, высотой 20 ±0,1 мм; непа-
раллельность торцевых плоскостей основания не более 0,05 мм. На рабочей
поверхности образцов не допускается наличие трещин, вмятин, сколов, обна-
руженных визуально.
К испытательной установке предъявляются следующие требования: элект-
ропечь и пульт управления должны обеспечивать равномерный нагрев образ-
ца по всему объему до максимальной температуры деформации в установлен-
520
Рис. 10.19. Схема установки для определения деформаций под нагрузкой при высоких тем-
пературах:
1 — индикатор; 2 — стержень; 3 — нагрузочное приспособление; 4 — водоохлаждаемый
корпус; 5 — теплоизоляция; 6 — графитовый нагреватель; 7 — образец; 8 — вольфраморе-
ниевая термопара
ных пределах на протяжении всего испытания, отношение высоты образца к
высоте рабочего пространства печи должно быть не более 1:5.
Нагрев образца осуществляется со скоростью 6-12°С/мин.
Схема установки для определения ТНД показана на рис. 10.19. Она состо-
ит из печи с графитовым нагревателем, устройства для замера и регулирова-
ния температуры, нагрузочного приспособления и устройства для замера де-
формации.
На основании результатов испытаний вычерчивают график в координатах
температура - деформация, по которому вычисляют температуру сжатия от
0,5 до 4%. Температура начала размягчения /нр керамики соответствует
0,5%-ной деформации образца. Выше этой температуры керамический стер-
жень и оболочковая форма не сохраняют заданных размеров при литье де-
талей методом направленной кристаллизации.
Предельные температуры службы материалов стержней и форм при равно-
осном литье, как правило, находятся между температурами, соответствующи-
ми ТНД и 4%-ному сжатию в зависимости от размеров деталей.
Плотность, пористость, водопоглощение
Пористость и обусловливаемая ею плотность являются важнейшими ха-
рактеристиками керамических материалов, от которых зависит большинство
механических, тепловых и других физических свойств. По величине пористо-
сти и связанному с ней водопоглощению также судят о степени податливо-
521
Рис. 10.20. Гидростатические весы для опреде-
ления водопоглощения, кажущейся плотности и
открытой пористости:
1 — весы; 2 — подвески; 3 — испытуемый
объект; 4 — стакан со сливной трубкой
сти керамического материала стержней и форм. В керамических стержнях и
оболочковых формах имеются в основном открытые поры, сообщающиеся
между собой и с атмосферой.
Свойства керамики характеризуются: кажущейся плотностью рк, г/см3
(масса 1 см3 материала, включая поры); кажущейся или открытой пористос-
тью По (объем пор, заполняемых водой при кипячении, выраженный в % к
общему объему материала); водопоглощением В (массовое количество воды,
заполняющей поры материала при кипячении, выраженное в % к массе су-
хого материала).
При известной массе тела определение кажущейся плотности сводится к
измерению его объема, включая объем всех пор. В отечественной практике
наибольшее распространение получили методы насыщения и гидростатичес-
кого взвешивания, позволяющие одновременно определять кажущуюся плот-
ность, открытую пористость и водопоглощение.
В соответствии с разработанной методикой для испытаний используются
образцы в виде брусочков массой 3—5 г. Допускается использование нестан-
дартных образцов, вырезанных из детали. Наружная корка образцов должна
быть неповрежденной. Образцы не должны иметь трещин, впадин, выступов.
Испытания проводят на гидростатических весах (рис. 10.20).
Для насыщения при кипячении сухие взвешенные образцы помещают на
подставке с отверстиями в сосуд на расстоянии не менее 2 см от его дна,
заливают водой с таким расчетом, чтобы ее уровень не менее чем на 2 см
перекрывал поверхность образца. Кипятят образцы в течение 2—3 ч. По мере
испарения воду доливают до указанного уровня, т.к. кипячение образцов, не
полностью погруженных в воду, приводит к существенным ошибкам.
При испытании образцы взвешивают в воде, в которой их насыщали, за-
тем вынимают из воды, удаляют со всей поверхности избыточную воду влаж-
ной и отжатой хлопчатобумажной тканью и опять взвешивают. Полученные
результаты представляют собой массу образцов, насыщенных водой.
Взвешенные образцы снова помещают в жидкость и хранят в ней до за-
вершения всех расчетов.
Кажущуюся плотность рк (г/см3), открытую пористость По (%), водопо-
глощение В (%), вычисляют по формулам:
рк= . п0 = т1-”Чоо. в = Ц100
’ гп\ -	’
522
где тс — масса сухого образца, г; — масса образца, насыщенного водой и
взвешенного на воздухе; ти2 — масса образца, насыщенного водой и взвешен-
ного в жидкости; уж — плотность жидкости, ирпользуемой для насыщения и
гидростатического взвешивания (для воды у = 1 г/см3).
За окончательный результат принимают среднее арифметическое значение
результатов трех параллельных определений, расхождение между которыми не
должно превышать 3%.
9. Контроль параметров процесса изготовления
керамических стержней и оболочковых форм
Текущий контроль параметров данного процесса обеспечивает получение
керамических стержней со стабильными свойствами и является неотъемлемой
частью технологии их изготовления.
Все исходные материалы перед запуском в производство проверяются на
соответствие маркам, ГОСТ, ОСТ и ТУ, указанным в технической докумен-
тации. В зернистых и порошкообразных материалах (электрокорунде, глино-
земе, цирконе, кварце и др.) контролируется содержание примесей щелочей,
оксидов кремния и железа, а также влажность. Для зернистых материалов
проводится ситовой анализ, для порошкообразных определяется удельная
поверхность. Схема контроля исходных материалов приведена в табл. 10.10, а
технологических операций процесса изготовления керамических стержней —
в табл. 10.11.
Методика качественного определения (экспресс-анализ) наличия примесей
методом ализариновой пробы. Для проведения анализа наличия примесей в
глиноземе готовится раствор следующего состава: 2 г ализарина (МРТУ-
09-2245-76) красно-оранжевого, желто-коричневого; 200 мл дистиллирован-
ной воды; 60 мл 6%-ного раствора NaOH. Полученный раствор фильтру-
ют, 5 г пробы глинозема заливают 50 мл приготовленного раствора и не-
прерывно взбалтывают в течение 10 мин. Дают смеси отстояться. Затем
сливают раствор и промывают окрашенный глинозем сначала 3 раза водо-
проводной водой, а затем — дистиллированной водой. После промывки ок-
раска должна исчезнуть. Глинозем сушат при 110°С в течение 1 ч и срав-
нивают с эталоном.
Методика определения литейной способности шликера. Методика основана
на охлаждении стержневой массы при заполнении тонкого или щелевого
канала. По высоте либо полноте заполнения канала можно судить о литей-
ной способности стержневой массы. При оценке литейной способности при-
меняется прибор ПЛС-2 в виде прессформы со щелевым отверстием и шка-
лой для стержневых масс, предназначенных для отливки тонкостенных дета-
лей с толщиной стенки менее 1 — 1,5 мм. Определение литейной способности
на этом приборе основано на охлаждении стержневой массы при заполне-
нии под давлением тонкого щелевого канала. Заполнение прессформы про-
изводится на том же гидравлическом прессе, на котором прессуются стерж-
ни, и при тех же давлении и температуре.
523
Таблица 10.10. Контроль исходных материалов
Контролируемый материал	Контр ол ируемые нормативы (параметры)	Метод определения	Оборудование	Периодичность проверки
Электрокорунд,	Содержание примесей	Химический анализ по	—	От каждой
глинозем марки Г-00	щелочей, оксидов	ГОСТ 13583-93, ГОСТ 28654-90		поставляемой партии
	кремния и железа	Спектральный анализ по	—	То же
		ГОСТ 23.201-78, ГОСТ 28654-90		
Глинозем марки Г-00	pH	По инструкции к прибору	рН-метр	1 раз в смену
	Наличие щелочей	По методу ализариновой пробы	—	Факультативно
	Степень стабилизации	Иммерсионный	—	— ” —
	Удельная поверхность	По инструкции к прибору	АДП-З	Факультативно при
				запуске в работу
	Зерновой состав	По ГОСТ 3647-80	—	То же
	Влажность		 п 		—		 П 	
Цирконовый концентрат,	Удельная поверхность	По инструкции к прибору	АДП-З	1 раз в смену
й	искусственный				Факультативно при
пылевидный кварц и др.	Зерновой состав	По ГОСТ 3647-80	—	запуске в работу
	Влажность		 » 		—		 » 	
Кремнийорганическая	Вязкость	По ГОСТ 8420-74	—	От каждой партии
смола				
Парафин нефтяной	Содержание масел, %	По ГОСТ 23683-79	—	Факультативно
марок Пр П2 или	Температура плавления	По ГОСТ 23683-79	—		” —
В2, В3, полиэтилен	Предел текучести	По ГОСТ 11262-80	—	Каждая партия
марки 15803-020		По ГОСТ 16337-77	—	То же
Пластификатор	Температура плавления	По ГОСТ 4255-75	—	От каждой партии
	Совместимость парафина	То же	—	То же
	с полиэтиленом			
Соляная кислота	Плотность, цвет	По ГОСТ 18995.1-73	-	От каждой партии
Касторовое масло	Плотность	По ГОСТ 1300-57	-	То же
Этиловый спирт	Плотность	По ГОСТ 18995.1-73	—		 п 	
(ректификат)				
Таблица 10.11 Технологические операции процесса изготовления керамических стержней
	Контролируемая операция	Контролируемые параметры	Метод определения	Оборудование	Периодичность проверки
	1	2	3	4	5
	Приготовление стержневой массы	Удельная поверхность шихты Время варки массы Температура массы в смесителе Текучесть (литейная способность) Технологическая проба	По инструкции к прибору По технологии По показаниям потенциометра По методике определения литейной способности шликера Прессование 5—10 стержней	АДП-3 Потенциометр типа КВП1-520 ПЛС-2 Г идравлический пресс	Каждая партия массы В процессе операции В процессе операции Факультативно Каждая партия стержневой массы
L/1 ю		Содержание пластификатора (определение потерь при прокаливании)	По ГОСТ 26421-71	—	Факультативно
	Прессование стержней	Температура массы перед запрессовкой Давление прессования Время выдержки	По ГОСТ 2045-71 По ГОСТ 8625-767 По показанию реле	Термометр Манометр на прессе Реле времени на прессе	Систематически
	Контроль качества отпрессованных стержней	Внешний вид	Визуально в соответствии с эталоном	Лупа 2—4-кратного увеличения	100% стержней
	Рихтовка стержней	Температура в термостате Время выдержки в термостате Геометрия отрихтованного стержня Соответствие геометрических размеров металлических драйеров и прессформ	По ГОСТ 2045-71 По технологии По чертежу По чертежу	Термостат с терморегулятором Прибор с шаблонами Прибор для контроля профиля прессформ	В процессе операции То же 10—15% стержней от партии Факультативно
1		2	3	4	5
	Обжиг стержней	Температурный режим в печи ПГ-30	По методике контроля температурного режима	-	Систематически
		Газовая среда в зоне обжига	По ГОСТ 24313-80	Хроматограф ЛХМ-72	Факультативно
	Контроль готовых стержней	Качество поверхности Геометрические размеры Кажущаяся плотность, открытая пористость и водопоглощение Предел прочности при изгибе Температура начала деформации под нагрузкой	Визуальный в соответствии с эталоном По чертежу ПИ 1.2. А473-97 ВИАМ То же 	 » 		Лупа 2—4-кратного увеличения Прибор с шаблонами Измерительный инструмент с ценой деления 0,01 мм	100% стержней 100% стержней Факультативно Каждая партия стержней Факультативно
О\	Удаление керамических стержней из отливок	Разупрочнение керамики в агрессивных средах	По методике оценки разупрочняемости	—	Факультативно
Методика контроля температурного режима в печи ПГ-30. Температур-
ный режим работы печи контролируется термопарами. Для определения тем-
пературы в зонах подогрева и обжига пользуются следующими данными:
	Зона подогрева					Зона обжига		
№ термопары	1	2	3	4	5	6	7	8
Заданная	100—	200—	400-	650-	850-	1320—	1320—	1320—
температура, С	. 200	300	600	800	1000	1350	1350	1350
Показания термопар проверяются оптическими пирометрами или кера-
мическими пироскопами (конуса Зейгера) ОСТ/ВКС 7665. Для контроля
термопар и определения истинной температуры в коробах, где находятся
стержни, используется контрольная вагонетка, на которой устанавливают
шесть термопар, расположенных в различных местах по высоте и длине
вагонетки. Температура термопар регистрируется каждый час. По показа-
нию термопар строится график скорости подъема температуры и выдерж-
ки, по которому можно проверить правильность показания термопар, уста-
новленных в печи ПГ-30.
Методика оценки разупрочняемости стержневой керамики в агрессивных
средах. Определения проводятся с помощью пружинного прибора. На об-
разец в виде бал очки (40x12x4 мм) дается постоянная нагрузка на изгиб
усилием 49 ±0,1 Н. Момент разрушения образца оповещается световым и
звуковым сигналами от специального датчика.
Прибор, «заряженный» образцом, погружается в ванну с агрессивной
средой (50%-ным раствором щелочи при температуре кипения) и включа-
ется секундомер. В момент разрушения образца (загорается лампочка) се-
кундомер останавливается. Время, зафиксированное секундомером, являет-
ся мерой оценки разрушения керамики при выбранной нагрузке. Чем бы-
стрее разрушается образец, тем легче керамика вытравливается из полости
лопатки. Обычно это время для корундовой керамики при нагрузке 49 Н
составляет от нескольких секунд до 3 мин. Если это время превышает 7
мин, то керамика считается не способной к вытравливанию из лопаток в
растворах щелочей, и стержни из нее не могут быть использованы в даль-
нейшей работе. Этим же прибором, «заряженным» эталонным образцом,
можно контролировать активность щелочных растворов в ваннах, так как
снижение их активности увеличивает время выдержки эталонного образца
до разрушения. В свежеприготовленном 50%-ном растворе щелочи эталон-
ный образец при нагрузке 49 Н разрушается через 7—10 с, тогда как в
отработанном растворе (подлежащем замене) образец не разрушается и
через 7 мин.
Полученные по данной методике показатели о вытравливаемости керами-
ки из полости лопатки хорошо коррелируют с прочностью образцов на из-
гиб, что позволяет ограничивать прочность керамики при изгибе по верхне-
му пределу равному, 20—25 МПа. Выше этого предела прочности керамика
трудно вытравливается из полости лопатки.
527
Контроль параметров процесса изготовления
оболочковых керамических форм
Процесс литья лопаток в оболочковые формы является базовым и приме-
няется на всех заводах отрасли. Нарушение технологических параметров из-
готовления оболочковых форм служит причиной образования таких дефек-
тов, как засор, оксидная пленка, пробой формы, нарушение геометрии, све-
чение и др. Наряду с этим наблюдается брак оболочек по трещинам,
расслоениям и низкой прочности.
Наиболее ответственными и определяющими операциями процесса изго-
товления керамических форм являются гидролиз этилсиликата и формирова-
ние покрытия на модельных блоках.
При гидролизе этилсиликата контролируются следующие параметры: вяз-
кость, время огеливания, содержание SiO2 и плотность этилсиликата в соот-
ветствии с ГОСТ 26371-84; плотность этилового спирта и азотной кислоты —
при помощи ареометра для учета количества воды, вносимой в гидролизат со
спиртом и кислотой; температура исходных материалов (20—25°С); температу-
ра реакционной смеси в процессе гидролиза (<45°С); вязкость гидролизата,
определяемая при помощи вискозиметра ВПЖ-2 с диаметром капиляра 0,9—
1,2 мм (3,1—3,4 сСт); содержание SiO2 и азотной кислоты в гидролизованном
растворе этилсиликата; температура гидролизованного раствора этилсиликата
при хранении (<25°С).
При приготовлении керамической суспензии и покраске модельных бло-
ков проверяются следующие параметры: температура суспензии (20—25°С);
условная вязкость суспензии, определяемая вискозиметром ВЗ-4; качество сус-
пензии (на модельные образцы наносится суспензия окунанием); температура
помещения участка покраски (20—25°С), относительная влажность (60—70%);
качество сушки каждого слоя огнеупорного покрытия на выявление трещин
и натяжения покрытия; контроль прочности на изгиб непрокаленных и про-
каленных образцов.
10. Контроль тиглей
Керамические тигли при эксплуатации находятся в условиях интенсивного
воздействия расплавленного металла и значительных термических напряже-
ний. В связи с этим разработаны методы оценки коррозионно-эрозионной
стойкости тиглей и термической стойкости керамики к расплаву.
Коррозионно-эрозионная стойкость тиглей
Ниже описывается метод определения эрозионно-коррозионной стойкости
тигля в предположении, что скорость эрозии пропорциональна количеству
материала, уносимого за определенный период взаимодействия расплава с ма-
териалом. Скорость эрозии оценивается по потере керамической массы с
рабочей поверхности тигля, определяемой изменением вместимости тигля в
процессе эксплуатации. Этот метод отличается от метода замера толщины
528
стенки тем, что он учитывает зональную эрозию боковой поверхности тигля
(по зеркалу расплава и у днища тигля).
Для определения объема тигля, его внутренняя поверхность покрывается
полимерной водонепроницаемой пленкой поливинил бутираля, имеющего тем-
пературу стеклования 433К, степень полимеризации 500—1600. Для нанесения
пленки готовится 10%-ный раствор поливинилбутираля в этиловом спирте.
Содержание его выбирают таким, чтобы получилась плотная, прочная плен-
ка, для избежания проникновения воды в поры керамики. Толщина ее дол-
жна быть 5—10 мкм, чтобы не исказились результаты экспериментов.
Интенсивность эрозии оценивается объемом уносимой массы материала в
процессе эксплуатации, определяемой по изменению относительного объема
тигля, %:
V - V
£ = Гк__Гоюо
ит
где VQ , Ик — объем тигля до и после эксплуатации; Кт — объем материала
тигля.
Стойкость керамики к расплаву
Для выявления особенностей взаимодействия расплавов с рабочей поверх-
ностью тигля, получения информации об энергетических характеристиках
поверхности контакта расплав-керамика и выбора оптимального состава ке-
рамики используется метод лежащей капли. Исследования проводятся на ус-
тановке, состоящей из вакуумной печи (рис. 10.21) устройств нагрева, изме-
рения и поддержания температуры и оптической системы.
Для установления оптимального состава керамики из нее изготовляются
подложки размерами (2x11x14)- 10-3 м, которые затем тщательно сушатся при
383 К.
Для сравнительных испытаний, с целью определения адгезионных свойств
керамики промышленных тиглей, поверхность подложки доводили до такого
же состояния, как при серийном
изготовлении тиглей, так как из-
вестно, что на явление смачива-
Рис. 10.21, Вакуумная печь эксперимен-
тальной установки для измерения угла
смачивания:
1, 7 — съемные крышки; 2 - круглые
молибденовые экраны; 5 — цилиндри-
ческий корпус; 4 — цилиндрические
молибденовые экраны; 5, 6 — молибде-
новые нагреватели; 8 — чехол термопре-
образователя; 9 — керамическая подлож-
ка с металлическим образцом
529
ния существенно влияет пористость и шероховатость поверхности. Краевой
угол смачивания определяли следующим образом. Огнеупорную подложку с
кубиком сплава размерами (4x4x4) • 10-3 м устанавливали на подставке, поме-
щенной на закрытом чехле термопары. После центрирования подложки и
создания вакуума, печь нагревали до 1200 К при непрерывном откачивании
воздуха насосами для дегазации камеры. После проверки на натекание каме-
ру заполняли сухим аргоном особой чистоты. Для дополнительной очистки
аргона его пропускали через трубчатую печь с губчатым титаном и через
осушители с H2SO4 и СаС12. Затем продолжали повышать температуру в печи
со скоростью 0,17 К/с. После расплавления капли и достижения необходи-
мой температуры делали выдержку и фотографировали расплавленную на
подложке каплю в начальный момент и через 120, 300, 600, 1200, 1800 и
2400 с. При этом в микроскопе использовали объектив хЗ,5 и синий свето-
фильтр для поглощения собственного излучения образца.
При увеличении в 20 раз, на фотографиях проводили касательные в точ-
ках контакта капли с подложкой и измеряли краевой угол смачивания. По-
верхностное натяжение расплавов ож_г определяли по таблицам Башфорта-
Адамса. Для этого на негативном изображении профиля капли, полученном
при увеличении в 3,9 раза, с помощью микроскопа ММИ-2 (цена деления 5
мкм) измеряли максимальный диаметр капли и расстояние от него до вер-
шины капли. Адгезии расплава к подложке вычисляли по уравнению Дюпре
= °Ж-Г (1 + COS 0),
где 0 — краевой угол смачивания.
Погрешность измерения угла смачивания составила 0,5%.
Глава 11
ИОННО-ПЛАЗМЕННЫЕ ЗАЩИТНЫЕ ПОКРЫТИЯ
ДЛЯ ЛОПАТОК ГТД1
1.	Стойкость жаропрочных сплавов к высокотемпературному
окислению и газовой коррозии
2.	Промышленное оборудование и технологический процесс
получения ионно-плазменных защитных покрытий на
лопатках турбин
3.	Ионно-плазменные защитные многокомпонентные покры-
тия для лопаток ГТД
4.	Покрытия для защиты внутренней полости охлаждаемых
лопаток ГТД
5.	Ионно-плазменные процессы обработки поверхности
частицами высоких энергий
Создание авиационных ГТД 4-го поколения на рубеже 70—80-х годов по-
требовало разработки новых жаропрочных сплавов и перехода от равноосной
кристаллической структуры литых лопаток турбин к лопаткам с направлен-
ной и монокристаллической структурой, что было вызвано ростом температу-
ры рабочего газа на входе в турбину с -1500 до 1700—1750 К и более [1].
Значительное повышение температуры газа на входе в турбину, высокая
доля затрат энергии на охлаждение сопловых и рабочих лопаток турбины и
необходимость снижения этих затрат энергии обусловили рост рабочей тем-
пературы лопаток турбин на 50—100°С и более, что привело к резкому сни-
жению защитных свойств традиционных диффузионных алюминидных жаро-
стойких покрытий и ресурса лопаток турбин до 50—100 ч. Низкие защитные
свойства диффузионных алюминидных покрытий при высоких температурах,
невысокая их пластичность и склонность к образованию трещин термоуста-
лости, неудовлетворительная точность процессов их получения в сочетании с
высокой теплонапряженностью лопаток современных ГТД привели к сниже-
нию надежности их работы. Поэтому в койце 70-х и начале 80-х годов воз-
никла острая необходимость в разработке и создании новых покрытий, спо-
собных защитить лопатки ГТД от высокотемпературной (1100 — 1200° С) га-
зовой коррозии и термоусталостных повреждений и обеспечить требуемые
ресурс и надежность их работы [2, 3].
1 © совместно с докт. техн, наук С.А. Мубояджяном.
531
Интенсивное, а в ряде случаев катастрофическое разрушение обычных
алюминидных и хромоалюминидных покрытий в условиях низкотемператур-
ной и высокотемпературной сульфидной коррозии [4—8], низкая точность
формирования шликерных коррозионностойких алюмосилицидных покрытий
требовали перехода к уже известным конденсированным покрытиям системы
Me-Cr-Al-Y (Me : Ni; Со; Со—Ni; Ni—Со), а также разработки новых мно-
гокомпонентных (МК) покрытий, имеющих существенно более высокую стой-
кость в условиях горячей коррозии, для применения их в малоразмерных
авиационных ГТД, работающих в наземных условиях на обычном дизельном
топливе с содержанием серы до 1%.
Таким образом, развитие авиационного двигателестроения на рубеже 80-х
годов требовало создания ряда принципиально новых материалов и тех-
нологических процессов их получения, обеспечивающих работоспособность
двигателей при более высоком уровне рабочих температур, и в том числе
разработки целого ряда новых защитных и упрочняющих покрытий, пред-
назначенных для обеспечения работоспособности и ресурса лопаток ГТД.
К этому времени за рубежом уже нашли применение высокотемператур-
ные МК конденсированные покрытия системы Me—Сг—Al—Y, обеспечива-
ющие работоспособность лопаток турбин в широком интервале температур
700— 1100°С (защита от сульфидной коррозии, высокотемпературного окис-
ления, защита лопаток турбин, работающих в морских условиях, и т.д.), и
были разработаны оборудование (установки для электронно-лучевого осаж-
дения и плазменного напыления) и технологические процессы их получения
[3,4,9-12].
Интенсивные работы по разработке новых электронно-лучевых покрытий
на рубеже 80-х годов проводили в ИЭС им. Е.О. Патона (Б.А. Мовчан, И.С.
Малашенко, А.В. Демчишин, Н.И. Гричанюк и др.) [9, 13]. На стадии опро-
бования находились электронно-лучевые покрытия системы Me—Сг—Al—Y,
разработанные ИЭС им. Е. О. Патона; ряд двигателестроительных предпри-
ятий авиационной промышленности осваивал электронно-лучевые установки
УЭ-175 (разработка ИЭС им. Е. О. Патона), предназначенные для нанесения
защитных покрытий на лопатки турбин в условиях серийного производства.
В ВИАМ в этот же период были начаты исследования по разработке но-
вого ионно-плазменного процесса нанесения покрытий из МК сплавов для
защиты лопаток авиационных турбин от высокотемпературной газовой кор-
розии, изучались возможности новой технологии и ее преимущества по от-
ношению к известным процессам получения МК покрытий. Была показана
необходимость создания промышленного оборудования для нанесения МК
покрытий ионно-плазменным методом при высоких энергиях частиц, разра-
ботаны научные основы создания мощных вакуумно-дуговых генераторов
металлической плазмы и совместно с ММПО им. В.В. Чернышева созданы
первые опытные установки МАП-1 для нанесения таких покрытий, начаты
работы по опробованию МК покрытий различных типов на технологических
ГТД. Работы в области вакуумной плазменной технологии высоких энергий
(ВПТВЭ), впервые начатые в ВИАМ применительно к получению толстых
(~ 80—100 мкм) защитных покрытий, показали преимущества этой техноло-
гии, ее широкие технологические возможности, простоту и высокую точ-
532
ность, что важно для нанесения покрытий на такие ответственные детали
машин, как лопатки ГТД.
Для обеспечения работоспособности и увеличения ресурса и надежности
охлаждаемых лопаток турбин теплонапряженных ГТД четвертого поколения
из сплавов с равноосной и НК структурой требовалось:
—	создать промышленное ионно-плазменное оборудование, обеспечиваю-
щее получение высококачественных защитных покрытий и высокую точность
и воспроизводимость параметров покрытия;
—	разработать промышленную технологию получения покрытий различно-
го типа и назначения, обеспечивающую гарантированное получение каче-
ственных слоев из различных материалов;
—	разработать гамму многокомпонентных ионно-плазменных защитных
покрытий различного типа, обеспечивающих работу лопаток турбин в широ-
ком интервале температур (800—1200°С).
1. Стойкость жаропрочных сплавов
к высокотемпературному окислению и газовой коррозии
Сопротивление поверхности литых лопаток турбин из жаропрочных спла-
вов с равноосной и направленной кристаллической структурами высокотем-
пературному окислению или различным видам горячей коррозии является
непременным условием их высокой эксплуатационной надежности. Защитные
покрытия, наносимые на внутреннюю и внешнюю поверхность охлаждаемых
лопаток турбин, позволяют исключить прямое взаимодействие материала ло-
патки с агрессивной внешней средой и замедляют нежелательные процессы
окисления поверхности основного материала или коррозионного его повреж-
дения, позволяют сохранить в процессе эксплуатации механические свойства
материала лопатки и предохранить ее поверхность от диффузионного насы-
щения вредными элементами. Необходимость в защитных покрытиях для
лопаток ГТД возникла в 50-х годах, когда стало очевидным, что требования
к фазовому и элементному составам жаропрочного сплава (ЖС) с точки зре-
ния повышения его жаропрочности несовместимы с аналогичными требова-
ниями для достижения методами легирования требуемой степени защиты
поверхности ЖС от воздействия высокотемпературной окружающей среды.
Известно, что высокая сопротивляемость ЖС высокотемпературному окисле-
нию или различным видам горячей коррозии обеспечивает в комбинации с
правильно подобранным защитным покрытием значительно более высокую
эксплуатационную надежность, чем у ЖС (с покрытием), имеющих низкую
сопротивляемость окислению.
Сопротивление газовой коррозии или высокотемпературному окислению в
первую очередь зависит от химического и фазового составов ЖС и от их
структуры, а также от характеристик внешней агрессивной среды. Поэтому
каждый ЖС имеет индивидуальные характеристики окисления, которые, в
свою очередь, зависят от условий взаимодействия поверхности с газовой сре-
дой. Здесь не будем подробно рассматривать высокотемпературную окисляе-
мость ЖС и их коррозионную стойкость. Этим вопросам посвящен ряд мо-
533
нографий и обзоров [2—4, 14, 15]. Отметим, что при высоких температурах
(1100—1150°С) глубина оксидного слоя достигает десятых долей миллиметра
за каждые 100 ч окисления, а глубина обедненной зоны на поверхности ЖС
может достигать величины ~ 1 мм, причем структура оксидной пленки на
поверхности и ее поведение зависят как от типа ЖС, так и от условий вза-
имодействия газовой среды с поверхностью. Так как для литых лопаток тур-
бин современных ГТД толщина стенки лопатки составляет 1—1,5 мм, то оче-
видно, что даже для безуглеродистых монокристаллических ЖС второго по-
коления, имеющих высокую степень сопротивления высокотемпературному
окислению, работа лопаток турбин без защитных покрытий невозможна.
Требования к защитным покрытиям для внешней трактовой поверхности
лопаток турбин значительно отличаются от требований к покрытиям, пред-
назначенным для защиты поверхности внутренней полости лопаток. Это свя-
зано как со значительной разницей в уровне рабочих температур на внешней
и внутренней поверхностях пера лопатки, так и значительными отличиями в
составе газовой среды, взаимодействующей с внешней и внутренней поверх-
ностями лопаток. Температура внешней и внутренней поверхностей лопаток
турбин при современном уровне тепловых потоков в ГТД отличается на 150—
200°С. Внешняя трактовая поверхность лопаток турбин современных ГТД
работает при высоких температурах (1100— 1150°С и более) в агрессивной сре-
де продуктов сгорания топлива, а поверхность внутренней полости — при
более благоприятных температурных условиях в значительно менее агрессив-
ной воздушной среде. Тем не менее защита поверхности внутренней полости
охлаждаемых лопаток турбины имеет важное значение, так как в большин-
стве случаев разрушение лопаток начинается с зарождения микротрещин на
этой поверхности.
2. Промышленное оборудование и технологический процесс
получения ионно-плазменных защитных покрытий
на лопатках турбин
Традиционные диффузионные алюминидные покрытия, широко использу-
емые для защиты лопаток турбин из жаропрочных сплавов с равноосной
структурой, как известно, работоспособны при температурах до 1000—1050°С
[4,6,7]. Это ограничение связано с ускоренным рассасыванием диффузион-
ных слоев при высоких температурах, снижением содержания алюминия в
покрытии и быстрой потерей жаростойкости покрытия в связи с фазовыми
переходами во внешнем слое покрытия, происходящими по следующему ме-
ханизму: P(NiAl) —> р-ь у' —> у' —> у' -ь у [18]. В связи с этим возникла необходи-
мость перехода к МК конденсированным покрытиям системы Me—Сг—Al-R
(R: Y; Та—Y; W-C-Y и др.), обладающим более высокой термостабильностью
в контакте с жаропрочными сплавами при температурах свыше 1000—1050°С
[14]. Отметим, что повышенная термостабильность этих покрытий достигает-
ся за счет снижения в покрытии содержания алюминия с 24—30% (масс.) —
диффузионные алюминидные покрытия до 9—11% (масс.) — конденсирован-
ные покрытия и снижения диффузионной активности на границе сплав —
534
покрытие из-за уменьшения градиента по алюминию. В свою очередь, высо-
кие защитные свойства конденсированных покрытий достигаются благодаря
значительному содержанию в них хрома (10—25%), который, как известно,
способствует образованию на поверхности покрытия стабильной защитной
пленки из оксида алюминия [при низком (до ~5%) содержании в нем алю-
миния], а также содержанию редкоземельного металла, в частности иттрия,
обеспечивающего при его содержании 0,1—0,6% повышение адгезионной свя-
зи этой пленки с поверхностью [4,15,19]. Таким образом, создание супержа-
ропрочных сплавов и рост рабочих температур привели к необходимости
перехода от диффузионных алюминидных покрытий к МК конденсирован-
ным покрытиям, что, в свою очередь, обусловило необходимость создания
высокоэффективного промышленного метода получения таких покрытий.
Анализ существующих методов получения МК покрытий показывает, что
наиболее приемлемыми являются методы, базирующиеся на процессах физи-
ческого испарения материалов в вакууме (различные виды термического ис-
парения в вакууме, и в первую очередь электронно-лучевое испарение, ваку-
умно-дуговое испарение и магнетронное распыление), а также методы плаз-
менного напыления [9—12,20,21]. Для сравнения методов получения
покрытий использовали критерии, характеризующие процесс формирования
покрытия и позволяющие проводить сопоставление этих методов с учетом
требований, предъявляемых к покрытию для лопаток турбин теплонапряжен-
ных ГТД. По степени убывания их важности эти критерии можно располо-
жить следующим образом: точность воспроизведения параметров покрытия
(элементный и фазовый составы, толщина); плотность (беспористость) мате-
риала покрытия; адгезия покрытия к основе; субмелкозернистое строение
(пластичность материала покрытия); шероховатость поверхности покрытия;
производительность процесса покрытия; простота и надежность промышлен-
ного оборудования; экономическая эффективность процесса и др. (табл. 11.1).
Из табл. 11.1 видно, что наиболее подходящим способом нанесения МК
покрытий на лопатки турбин является способ, основанный на вакуумно-ду-
говом испарении сплавов. Способы, основанные на резистивном и взрывном
испарении, а также различные разновидности плазменного напыления не
обеспечивают требуемого качества покрытия и их использование для реше-
ния поставленной задачи проблематично и требует значительной их доработ-
ки и усовершенствования. Более подходящими способами для решения по-
ставленной задачи являются наряду с вакуумно-дуговым испарением способы
мощного электронно-лучевого испарения и магнетронного распыления. Од-
нако эти способы, обладая существенными достоинствами, имеют и недостат-
ки. Так, для магнетронного распыления — это сравнительно низкие скорости
распыления и, соответственно, низкие скорость осаждения покрытия и про-
изводительность (ограничения по скорости распыления имеют физическую
природу), а также то, что осаждение покрытия при этом способе произво-
дится из неуправляемого по энергиям частиц «ускоренного» потока распы-
ленных нейтральных частиц, имеющих среднюю энергию 5—10 эВ. Основны-
ми недостатками мощного электронно-лучевого способа испарения являются
низкая точность воспроизведения параметров покрытия, связанная с большим
количеством трудноконтролируемых параметров процесса испарения и, со-
535
Таблица 11.1. Сравнительный анализ современных способов получения покрытий
Метод испарения	Точ- ность про- цесса	Плот- ность покры- тия	Адге- зия покры- тия	Структур- ное совер- шенство покрытия	Шерохо- ватость покры- тия	Произ- водите- льность процесса	Простота и надежность оборудова- ния	Средняя энергия частиц, эВ
Резистивное испарение	-	+ +	-	+ +	+ + +	+ + +	+ +	0,2
Взрывное испарение Электронно-	—	+ +	+	+ +	+ +	+ + +	+	0,2
лучевое испарение	+	+	+	+ +	+ +	+ + +	—	0,2
Магнетронное распыление Вакуумно-	+ +	+ +	+ +	+ +	+ + +	+	+	5-10
дуговое испарение	+ + +	+ + +	+ + +	+ + +	+	+ +	+ + +	10-1000
Плазменное напыление	+	—	—	—	—	+ + +	+	0,2
Примечание: + + + наивысшая оценка; ++ средняя; + удовлетворительная;
— неудовлетворительная
ответственно, со сложностью и низкой надежностью промышленного обору-
дования, а также низкая энергия частиц, что не позволяет управлять такими
важными характеристиками покрытия, как его плотность, адгезия и микро-
структура.
В отличие от рассмотренных способов при вакуумно-дуговом испарении
конденсация осуществляется из плазмы испаряемого материала покрытия при
высоких и управляемых энергиях частиц, что обеспечивает [22—24]:
—	управляемый нагрев и термоактивацию подложки в процессе осаждения
покрытия;
—	окончательйую очистку покрываемой поверхности путем бомбардировки
ее ионами материала покрытия;
—	высокую плотность материала покрытия (уплотнение за счет ионной
бомбардировки);
—	адгезию покрытия на уровне прочности слабого звена в системе сплав —
покрытие;
—	высокую точность и воспроизводимость процесса осаждения покрытия
при заданных и постоянных электрических параметрах (ток генератора плаз-
мы, напряжение на подложке, уровень напряжения на генераторе плазмы);
—	субмелкозернистую (пластичную) структуру покрытия, возможность уп-
равления структурой.
Указанные преимущества, а также предполагаемая простота промышленного
оборудования для ионно-плазменного нанесения МК покрытий (низкое напря-
жение, сравнительная простота конструкции испарителя, простота контроля за
процессом осаждения и др.) послужили стимулом для начала работ в рассмат-
536
риваемом направлении. К этому времени уже были созданы промышленные
установки типа «Булат» (разработка ХФТИ, г. Харьков [25—27]), основанные
на вакуумно-дуговом способе испарения материалов и предназначенные в
основном для нанесения тонких упрочняющих покрытий из нитридов и кар-
бидов металлов на режущий инструмент методом плазмохимии высоких энер-
гий, а также различные опытно-промышленные и промышленные установки
аналогичного назначения, использующие в качестве испарителя торцевые
холловские ускорители металлической плазмы (разработки МВТУ им. Н.Э.
Баумана, ВИАМ, НИИТАВТОПРОМ, НИИТМ (г. Зеленоград) и др.[28-32]).
Однако имеющееся оборудование не обеспечивало нанесение толстых (20—
150 мкм) покрытий (низкая производительность, ограниченный запас испа-
ряемого материала, ограниченная зона покрытия и др.). Для нанесения тол-
стых покрытий на лопатки турбин необходимо было разработать и создать
новое промышленное ионно-плазменное оборудование, а также разработать
промышленный вакуумно-плазменный технологический процесс высоких
энергий для нанесения защитных покрытий на детали горячего тракта ГТД.
Основные закономерности вакуумно-дугового способа испарения
и конденсации многокомпонентных сплавов (МКС)
Исследование процесса вакуумно-дугового испарения и конденсации МК
сплавов проводилось на лабораторных установках с оригинальными торцевы-
ми холловскими плазменными ускорителями (ТХПУ) технологического назна-
чения с «холодным» (принудительно охлаждаемым) эродирующим катодом
диам. 78 и 120 мм, созданных с целью разработки нового метода получения
защитных покрытий — ВПТВЭ [31,32].
ТХПУ (рис. 11.1) представляет собой коаксиально расположенные цент-
ральный катод, выполненный в виде диска, припаянного к охлаждаемой оп-
равке, и охватывающие его анод и магнитную катушку. После возбуждения
вакуумной дуги в ускорителе формируется азимутальный холловский ток уф,
в соете раз превосходящий ток проводимости jr (соете - параметр Холла), и
имеет место ускорение плазмы вдоль оси системы под действием объемной
силы Ампера Fz = j^Br , а также фокусировка плазмы в поток и отжатие ее
от прианодной области под действием радиальной осесимметричной силы
Fr = j Bz (Br,Bz — радиальная и осевая составляющие магнитного поля). Ус-
коритель обеспечивает получение плотных (п « 1012 см-3 — концентрация
плазмы) потоков плазмы с энергией частиц -100 эВ из твердых токопроводя-
щих материалов. Эффекты фокусировки и ускорения плазмы проявляются
при слабых магнитных полях (В » 0,002—0,005 Тл), так как при больших по-
лях резко возрастает степень фокусировки плазмы, а соответственно неодно-
родность параметров потока по радиусу плазменной струи, что неприемлемо
для устройств технологического назначения.
Генерация плазмы материала катода осуществляется подвижными катод-
ными микропятнами вакуумной дуги, плотность мощности ионного нагрева
в которых достигает 107—108 Вт/см2. При таких плотностях мощности на ка-
тоде имеет место образование высокоскоростных струй, истекающих из мик-
рообласти их возникновения по закону косинуса и содержащих многозаряд-
19— 1051
537
6
12	3	4
Рис. 11.1. Схема лабораторной установки для нанесения покрытий методом ВПТВЭ с тор-
цевым холловским ускорителем плазмы (В — магнитное поле; Fz — объемная сила Ампера;
fr и fz~ радиальная и осевая составляющие силы Ампера; у — азимутальный холловский
ток):
1 — анод ускорителя; 2 — защитный экран; 3 — электромагнитная катушка анода; 4 —
охлаждаемый катод ускорителя из испаряемого сплава; 5 — электрод для зажигания ваку-
умной дуги; 6 — покрываемое изделие; 7 — вакуумная камера; 8 — система создания ваку-
ума; 9 — источник для подачи отрицательного потенциала на изделие; 10 — источник
питания генератора плазмы; 11 — газовая система
ную, многокомпонентную плазму материала катода, нейтральную (паровую)
фазу из элементов, составляющих сплав, и микрокапельную фазу. Состав
продуктов эрозии катода вакуумной дуги определяется процессами в катод-
ных микропятнах и зависит от рода испаряемого материала (в основном —
от его теплофизических характеристик) и от теплового состояния катода
[26, 27, 33—46]. Обычно доля нейтральной фазы не превышает нескольких
процентов, и основной расход материала катода идет на образование много-
зарядной плазмы и микрокапель из материала катода.
Составляющие продуктов эрозии имеют распределение по энергиям. Так,
средняя энергия ионов плазмы изменяется в пределах 20—100 эВ/атом. Доля
капельной фазы изменяется от единиц процентов (в основном для тугоплав-
ких материалов) до 30% и более (рис. 11.2) , а размеры микрокапель изменя-
ются в пределах от долей до десятков микрона. Данные на рис. 11.2 для кон-
денсата из МК сплава Ni—22Сг—10А1—0,2Y получены путем анализа микро-
структуры конденсатов на рентгеноспектральном микроанализаторе при
просмотре образцов в режиме «Сошро».
В широком диапазоне изменения тока дуги 200—1000 А скорость эрозии
материала катода (М, кг/с) при стационарном режиме испарения пропорци-
538
ональна току дуги /д генератора плазмы
и равна [23,39]
М = Ц/д ,	(11.1)
где ц — коэффициент эрозии (электропе-
реноса, кг/Кл), зависящий в основном от
теплофизических характеристик материа-
ла катода, его структурного состояния и
температуры поверхности испарения ка-
тода. По данным измерений для много-
компонентных сплавов (МКС), представ-
ляющих интерес в качестве материалов
для жаростойких покрытий, коэффици-
ент эрозии изменяется в пределах от
4,5 • 10-8 до 10 • 10-8 кг/Кл, причем с ро-
стом интегральной температуры прогрева
поверхности испарения катода с ~ 300 до
700-800°С наблюдается рост на 20—30%
Рис. 11.2. Зависимость объемной доли
микрокапельной фазы Ио в конденса-
те Ni-22Сг- 10А1-0,2Y% (масс.) от
интегральной температуры нагрева по-
верхности испарения катода (7) и на-
пряжения на подложке V относитель-
но опорного электрода (2)
этого коэффициента, связанный с
увеличением в продуктах испарения катодного пятна доли микрокапельной
фазы. Этим можно объяснить и различие данных по коэффициентам эрозии
для металлов, приводимых в литературе, так как большинство исследователей
не учитывало интегральный нагрев поверхности испарения катода и обуслов-
ленное этим нагревом изменение состава эрозионной плазмы. Для МКС ха-
рактерна тенденция увеличения ц, связанная с дополнительным их легирова-
нием. При этом незначительные колебания состава исходного испаряемого
МКС (в пределах допуска на состав сплава) практически не сказываются на
величине ц. Коэффициент эрозии для ряда исследованных сплавов приведен
в табл. 11.2.
Практически линейная зависимость скорости эрозии материала катода от
тока вакуумной дуги является важной характеристикой плазменных техноло-
гических устройств, так как позволяет легко изменять и поддерживать на
заданном уровне скорость испарения и, соответственно, скорость осаждения
покрытий регулированием тока дуги. Отклонения от линейной зависимости
скорости испарения металлических материалов от тока дуги наблюдаются на
начальной стадии испарения и обусловлены выходом катода на стационар-
ный тепловой режим. При неизменном тепловом режиме работы катода и
постоянном значении тока вакуумной дуги точность поддержания скорости
испарения материала катода определяется точностью поддержания тока дуги
и составляет 1—2 %.
Состав продуктов испарения катодного пятна соответствует составу исход-
ного испаряемого материала. Состав поверхностного слоя работавшего като-
да, имеющего аморфную структуру за счет высокой скорости кристаллизации
жидкой микрообласти под катодным пятном, идентичен составу катода, что
также подтверждает конгруэнтность процесса испарения. В целом можно от-
метить, что вакуумно-дуговой способ генерации плазмы МКС обеспечивает
конгруэнтное испарение материала катода независимо от его легирования.
19*
539
Таблица 11,2. Коэффициенты эрозии МКС
Состав испаряемого сплава, % (масс.)	ц-108, кг/Кл	Состав испаряемого сплава, % (масс.)	и -108, кг/Кл
Ni—7,5Сг	8,71	Ni-20Cr- 5,3A1-0,4Hf	10,1
Ni-20Сг	9,8	Ni-19,2Cr-16,9Al-l,7Hf	6,94
Ni-45,8Сг	10,3	Ni-37,lCr— 5,5A1-2,93Si	7,9
Ni-7,9A1	7,88	Ni- 17,7Cr- 7,35A1-2,81Zr	8,79
Ni—13,2А1	8,48	Ni-19,7Co-19,бСг-13,7A1-O,15Y	6,57
Ni—9,6W	7,58	Ni-30,8Co-19,lCr-12,lAl-0,29Y	8,77
Co-34,9Сг	8,03	Ni-19, lCr—13,3A1—0,98Re—0,3Y	8,12
Al- l,06Y	7,95	Ni-19,7Cr-13,3Al-6,lCo-l,25Zr	8,11
Al-UY	5,68	Ni—20,2Cr-13,3Al-5,8Co-1,55Ti	8,33
A1-15.6Y	5,53	Ni-15Cr-12,9A1-1,02Hf-0,26Y	8,26
Ni-20Cr- 5 Al	10,8	Co-24,7Cr-6,5Al-0,32Y	7,88
Ni- 36,lCr—5,1A1	9,34	ВПР-24	
		порошковый «холодный»1	7,15
Ni—39,6Cr—2,53Si	И,2	порошковый «горячий»1	8,44
Ni—9,9Cr—9,8Co	9,32	литой «горячий»	9,4
Ni-l,9Y-l,53Zr	6,15	литой «горячий» + Аг	
		(Р = 10-3 торр)	9,04
Al- 4,87Si~ 0,44Y	4,94	СДП-2	
		литой «горячий» (/д = 700А)	7,08
		то же (7Д = 900 А)	7,8
		то же + Ar (Р = 10-3 торр)	6,8
Al-9,39Si-l,31Y	4,37	СДП-1	
		литой «горячий» (/д = 550А)	6,95
		то же (/д = 700А)	8,05
Al- 14Si—4,22Y	4,22	СДП-4	
		литой «горячий» (/д = 700А)	8,26
Al-14,8Ni-l,16Y	6,12	ВЖЛ-2	
		литой «горячий» (/д = 700А)	10,1
Al-36,7Ni-4,7Y	6,64	1Х18Н9Т	
		«горячий» (/д = 500А)	9,1
Ni—19,7Cr—18,2A1—0,38Y	5,89		
Ni-19,бСг-17,6А1-0Д2В	6,14		
Ni—36,9Cr—1O,4A1—0,28Y	5,98		
1 «Холодный», «горячий» — режимы испарения катода (см. далее).
Однако исследования состава конденсата, образующегося при осаждении
плазмы, выявили отличие его от состава исходного испаряемого сплава, при-
чем, как было показано, это отличие возрастает с ростом отрицательного
потенциала на подложке и с переходом к более простым сплавам. Это связа-
но с катодным распылением конденсата в процессе его роста за счет бомбар-
540
дировки поверхности ионами, имеющими энергию, превышающую пороговое
значение для процесса распыления. Поэтому при конденсации необходимо
оптимизировать энергию ионов, бомбардирующих покрываемую поверхность,
так как, с одной стороны, процесс ионной бомбардировки обеспечивает по-
лучение плотной структуры конденсата, а с другой - приводит к изменению
его состава по сравнению с составом исходного испаряемого сплава и сни-
жению скорости осаждения.
Взаимодействие ускоренного плазменного потока с поверхностью подлож-
ки сопровождается следующими основными процессами: конденсацией час-
тиц с передачей их энергии (кинетической и потенциальной) решетке мате-
риала поверхности; распылением частиц с поверхности под действием ион-
ной бомбардировки; нагревом подложки; уплотнением поверхности;
внедрением частиц в приповерхностные слои конденсата или материала ос-
новы [47,48]. Каждый из этих процессов в первую очередь зависит от энер-
гии частиц, бомбардирующих поверхность. Поэтому при конденсации мате-
риалов из ускоренных потоков плазмы энергия частиц является важным па-
раметром, характеризующим процесс. С ростом энергии частиц,
взаимодействующих с поверхностью, наблюдается плавное снижение скорос-
ти осаждения, вызванное катодным распылением конденсата, и рост тепло-
вого потока в подложку, приводящий к увеличению температуры основы.
Исследования показывают, что при постоянном значении отрицательного
потенциала на подложке скорость осаждения покрытия С для технологичес-
ких устройств с вакуумно-дуговым способом генерации плазмы материала
покрытия определяется зависимостью [23]
С= Х/д = /Сц/д/р = К М/р,	(11.2)
где % - коэффициент пропорциональности, характеризующий скорость роста
покрытия на единицу заряда, перенесенного в вакуумной дуге, м/Кл; р/р—
коэффициент объемной эрозии материала катода, м3/Кл (р — плотность ма-
териала катода - покрытия); К — коэффициент переноса, показывающий
долю испаряемого материала катода, приходящуюся на единицу покрываемой
поверхности, 1/м2; М — скорость испарения.
Коэффициент переноса К характеризует геометрию конкретного устрой-
ства (расстояние между плоскостью испарения и поверхностью конденсации
и конфигурацию потока плазмы — осевой, радиальный) и зависит от потен-
циала подложки, монотонно уменьшаясь с его ростом. Для МКС переход от
режима конденсации к режиму ионного травления поверхности (К < 0) име-
ет место при отрицательном потенциале подложки U =180—250 В. Одновре-
менно со снижением скорости осаждения и коэффициента переноса с рос-
том U изменяется химический состав конденсата, что связано с различием
коэффициентов катодного распыления элементов, составляющих сплав. По-
этому воспроизведение элементного состава покрытия и его толщины воз-
можно при поддержании в процессе осаждения заданного значения потенци-
ала подложки и тока вакуумной дуги, а для случая осаждения соединений
металлов (нитридов, карбидов, оксидов) — еще и давления реактивного газа
(N2, С2Н2 и др.).
541
Осаждение защитных покрытий из МКС осуществляется конденсацией из
двухфазного потока многокомпонентной плазмы, содержащего микрокапель-
ную фазу, при высоких и управляемых энергиях частиц [24, 50]. Управление
энергией частиц осуществляется за счет электростатического ускорения ионов
из плазмы материала покрытия путем подачи на покрываемые изделия регу-
лируемого отрицательного потенциала относительно опорного электрода, име-
ющего развитую поверхность и хороший контакт с плазмой. В этом случае
кинетическую энергию иона Eik, бомбардирующего подложку, можно пред-
ставить в виде:
Eik= Ео + е/(Г + |rz|) = £0+ eiU,
(11.3)
где Ео — начальная кинетическая энергия иона, попадающего на границу
слоя двойного электрического заряда, отделяющего поверхность изделия от
плазмы вакуумной дуги; / — кратность заряда иона; е — заряд электрона;
V — напряжение на подложке (изделии) относительно опорного электрода;
Ру — потенциал плавания опорного электрода, равный в плазме вакуумной
дуги 5—10 В; U — разность потенциалов между подложкой и плазмой, при-
мыкающей к границе слоя двойного электрического заряда. Для вакуумно-
дуговой плазмы МКС полная энергия иона л-го компонента сплава с крат-
ностью заряда / определяется зависимостью
Ein = ei и + EOin + 2£и/й - /<р + (£исп + £пл)й,
(П.4)
где Еи1п — энергия ионизации; <р — работа выхода электрона для МКС;
£исп ~ соответственно скрытая теплота плавления и испарения.
Из (11.4) следует, что при стационарном режиме испарения (Theorist,
U= const) тепловой поток в подложку и скорость осаждения в процессе кон-
денсации покрытия остаются неизменными, так как неизменной остается
энергия ионов, взаимодействующих с поверхностью подложки. Для двухфаз-
ного стационарного потока вакуумно-дуговой плазмы МКС, содержащей ней-
тральную компоненту и микрокапельную фазу, аналитические зависимости
для плотности тока ионов на подложку j и для скорости осаждения покры-
тия С имеют вид [49]
j = eaAmZ(yn/Man)Zni
С =
J_______
ect р 2п/Мап
(11-5)
= Со[1 - V(tOL
(П-6)
где а — массовая доля плазменной фазы в потоке массы материала покрытия:
а = А/Идд /Am (Am = Ат^ + Атн + Атк; Ат^, Атн, Атк — соответственно
массовая доля плазмы, нейтральной и капельной фаз потока); Ат — поток
массы, кг/(м2 • с); уп — массовая доля л-го компонента в потоке массы МКС
(уп = &тп/&т\	= 1); Мап — масса атома л-го компонента плазмы, кг;
Zn =	— средняя кратность заряда л-го компонента сплава (р/л~ доля
ионов /-кратности заряда л-го компонента плазмы; по определению Zp/>2 = 1);
542
р - плотность материала покрытия; \yin — коэффициент катодного распыле-
ния для ионов /-кратности заряда л-го компонента плазмы; y(U) — интег-
ральный коэффициент распыления поверхности; Со = Д/и/р.
При выводе соотношений (11.5) и (11.6) принималось, что для нейтраль-
ного и капельного компонента плазмы МКС коэффициент конденсации ра-
вен единице, а при осаждении ионов, ускоренных электрическим полем под-
ложки, процесс осаждения сопровождается катодным распылением конденса-
та. При этом принимали, что осаждение микрокапель не сопровождается
передачей на подложку заряда, так как считали, что капля, попадающая в
слой двойного электрического заряда, разделяющего плазму от подложки,
нейтрализуется в момент прохождения ею границы плазмы. Уравнение (11.6)
дает зависимость скорости роста покрытия от плотности тока ионов и на-
пряжения на подложке. Для случая, когда скорость осаждения С -> 0 и на-
пряжение на подложке V = U — \ V^ \	С/, из (11.6) можно получить сле-
дующее условие:
aZ^Zp^J = ц/(С7*) = 1.	(11.7)
При V = U* имеет место инверсия скорости осаждения и при последую-
щем увеличении V начинается процесс ионного травления конденсата или
подложки. Причем для каждого из рассматриваемых случаев U имеет свое
значение. Отметим также, что когда условие (11.7) выполняется, на графике
зависимости С = f(V) в точке С = 0 и V = U будет наблюдаться «излом»,
связанный со скачкообразным изменением от значений для материала
конденсата до значений, соответствующих взаимодействующей паре: много-
зарядные ионы МКС — материал подложки. Для коэффициента переноса за-
висимость от U имеет вид [49]:
К= (Длю/Л?) [1 - k|/(t7)],	(11.8)
где Ьт/М представляет собой отношение потока массы в рассматриваемой
области пространства к скорости испарения МКС.
Расчет скорости осаждения МКС по (11.6) затруднен, так как в литерату-
ре практически отсутствуют данные по составу МК плазмы и по \yin = f(U),
и получение этих данных представляет собой сложную научно-техническую
задачу. Однако полученные зависимости полезно использовать для двухфаз-
ного потока многозарядной плазмы чистых материалов (п = 1). На практике
удобно пользоваться интегральными характеристиками скорости испарения и
скорости осаждения покрытия по соотношениям (11.1) и (11.2), а также эк-
спериментальной зависимостью скорости осаждения от напряжения на под-
ложке. На рис. 11.3 дана характерная зависимость в относительных единицах
С = /(К) для МКС системы Ni—Сг-Al—Y и для элементов, составляющих
сплав, а также показано изменение элементного состава конденсата из МКС
по мере роста V [24, 50]. Экспериментальные результаты показывают, что
даже небольшое увеличение V приводит к заметному снижению скорости
осаждения и увеличению степени отклонения элементного состава конденса-
та от состава исходного испаряемого МКС. Полученные результаты можно
543
интерпретировать, только принимая во внимание, что ионы в потоке плазмы
вакуумной дуги имеют большие (-50—100 эВ) начальные энергии, превыша-
ющие пороговую энергию распыления конденсата. Зная экспериментальную
зависимость С = /(V) и принимая с достаточной степенью точности для Со
значения скорости осаждения при V= Vf, можно из (11.6) определить зави-
симость интегрального коэффициента распыления от напряжения на подлож-
ке [\y(U) = 1 — С/Со]. Эта зависимость для сплава системы Ni—Сг—Al—Y и
чистых металлов Ni, Al, Сг приведена на рис. 11.4.
Тепловой поток на подложку, находящуюся под отрицательным относи-
тельно плазменного потока потенциалом, определяется кинетической и по-
тенциальной энергией ионов и нейтральных атомов, взаимодействующих с
поверхностью, а также тепловой энергией, передаваемой на подложку за счет
конденсации микрокапельной фазы, и потерями энергии на процесс катод-
ного самораспыления конденсата. С учетом всех перечисленных факторов
зависимость теплового потока на подложку q (Вт/м2) от плотности ионного
тока и напряжения, приложенного к подложке, имеет вид [49]
q = j(U + 17**) =j(U + Ц**+ U™ + [//*- [£*),	(11.9)
где U**, U™ — соответственно вольтэквиваленты энергии, передаваемой под-
ложке нейтральными атомами и микрокапельной фазой; Ц- — вольтэквива-
лент энергии ионов без учета их кинетической энергии, приобретаемой ими
в слое, разделяющем плазму от подложки; Us — вольтэквивалент энергии,
уносимой с подложки за счет распыления; U — вольтэквивалент энергии
взаимодействия двухфазного потока плазмы с подложкой.
Рис. 11.3. Зависимости относительных скоростей осаждения (С/Со), коэффициентов пере-
носа {К/Ко} лля сплава Ni - 19,7Сг - 18,2А1 - 0,4Y и элементов Ni, Сг, А1, составляющих
сплав, а также содержания Сг и А1 в конденсате этого сплава от напряжения на подложке V:
---- С/Со; K/KQ\----содержание Сг и А1 в конденсате
Рис. 11.4. Зависимости интегрального коэффициента распыления \|/ сплава системы Ni-
Сг-А1—Y и элементов Ni, Al, Сг от напряжения на подложке
544
Величина £7** для каждого конкретного материала зависит от фазового
состава потока плазмы, спектра энергии частиц, генерируемых вакуумной
дугой, и теплофизических характеристик испаряемого материала. Для опреде-
ления £/** требуется измерение теплового потока на подложку и плотности
тока насыщения ионов. Экспериментальные значения U для плазменных
потоков из МКС и чистых металлов приведены в табл. 11.3 [49].
Таблица 11,3 Параметры взаимодействия потока вакуумно-дуговой плазмы А1, Сг, Ti и
сплава СДП-2 с поверхностью подложки (на оси ТПХУ)
Параметр	Испаряемый материал						
	А1	Сг	Ti	Ti	СДП-2	СДП-2	СДП-2
Ток / напряжение, А/В	200/27	180/25	200/24	200/25	200/24	200/26	200/28
Магнитное поле на оси ТХПУ В-104, Тл	20	20	0	20	0	20	40
Плотность ионного тока, А/м2	564	137	278	460	255	385	1365
Скорость осаждения, мкм/мин	1,64	0,352	0,79	1,265	0,89	1,18	3,18
1/**, В	91,7	133,3	95,9	100,0	93,3	100,3	102,8
Тепловой поток q • 10~4, Вт/м2	6,3	2,1	з,з	6,9	3,4	5,4	19,5
Из табл. 11.3 видно, что на оси ТХПУ (на расстоянии 180 мм от среза
катода) значения СТ** для ряда исследованных материалов составляют ~100 В,
и это необходимо учитывать при расчете теплового состояния подложки для
случая конденсации из потока плазмы вакуумного дугового разряда. Можно
отметить также, что при наложении на вакуумно-дуговую плазму в объеме
ТХПУ слабого магнитного поля наблюдается эффективная фокусировка плаз-
мы, приводящая к многократному увеличению плотности ионного тока на
подложку.
Промышленное оборудование для нанесения ионно-плазменных
защитных и упрочняющих покрытий
В промышленном ионно-плазменном оборудовании для нанесения МК
сплавов на лопатки турбин получение плазмы материала покрытия основано
на вакуумно-дуговом способе испарения, обеспечивающем генерацию плаз-
мы в высоком вакууме, что гарантирует чистоту процесса генерации. При
этом за основу была принята наиболее эффективная схема установки с ра-
диальным генератором плазмы, обеспечивающая более чем трехкратное по-
вышение производительности по сравнению со схемами на основе одного
или нескольких торцевых холловских испарителей, расположенных внутри
или вне кольцевого планетарного привода вращения деталей, на которые
наносится покрытие. Этот выбор был связан также с более простой техно-
логией получения методами вакуумного литья трубных катодов из МКС по
сравнению с другими формами катода в виде, например, плоской пластины
с размерами 0,5 х 0,5 м.
545
При создании промышленной установки решались задачи оптимизации
параметров установки с целью получения максимальной производительности
при минимальных габаритах и потребляемой мощности и максимально высо-
ком запасе испаряемого материала, обеспечивающем нанесение МК покры-
тий на несколько моторокомплектов лопаток. Особое внимание уделялось
вопросам стабильности и воспроизводимости процесса осаждения при усло-
вии обеспечения высокого качества наносимых покрытий.
Для обеспечения воспроизводимости и высокого качества покрытий был
принят ВД способ генерации плазмы с жесткой электромагнитной стабилиза-
цией катодных пятен (КП) на рабочей поверхности катода при перемещении
катода относительно электромагнитного фиксатора КП, определяющего зону
испарения на катоде и зону покрытия в рабочем пространстве установки.
В результате работ, проведенных в ВИАМ, была создана оригинальная
установка МАП-1, не имеющая до настоящего времени аналогов в мировой
практике (принципиальная схема установки приведена на рис. 11.5
[23, 51, 52]). Цилиндрический трубный катод установки размещен на оси ка-
меры напыления и имеет диаметр 180 мм, высоту 340 мм и толщину стенки
20 мм, что обеспечивает запас испаряемого материала 2250 см3, достаточный
для покрытия -1000 лопаток турбин с высотой пера до 70 мм. Катод снаб-
жен приводом, обеспечивающим его возвратно-поступательное перемещение
со скоростью 1—1,5 см/с относительно неподвижного электромагнитного
фиксатора КП, расположенного внутри водоохлаждаемой оправки катода. В
установке предусмотрена возможность перемещения фиксатора КП вдоль оси
камеры напыления и тем самым перемещения в пространстве зоны покры-
тия. Коаксиально с катодом расположены анод, выполненный в виде полой
цилиндрической обечайки диаметром 800 мм, и магнитная катушка, разме-
щенная в полости охлаждения анода. В пространстве между анодом и като-
дом установки соосно с ними расположен планетарный привод вращения
покрываемых изделий, обеспечивающий идентичность параметров покрытия,
наносимого на каждую из одновременно обрабатываемых деталей. Привод
имеет 24 позиции вращения, размещенные по окружности диаметром 550 мм.
Зона нанесения покрытия ограничена в осевом направлении защитными эк-
ранами, причем верхний экран одновременно выполняет функции опорного
электрода, относительно которого подается отрицательный потенциал на по-
крываемые изделия. Для зажигания дуги в установке используется электроме-
ханическая система с подвижным поджигающим электродом, срабатывающая
в автоматическом режиме при случайных погасаниях ВД. Нанесение
покрытий производится после достижения в рабочей камере установки вакуума
Р < 1,5*10“2 Па. Пуск установки осуществляется путем возбуждения между
анодом и катодом вакуумно-дугового разряда инициированием КП на катоде.
После зажигания ВД разряда КП стабилизируются магнитным полем ароч-
ной конфигурации, создаваемым электромагнитным фиксатором КП, на коль-
цевой траектории по внешней цилиндрической поверхности катода, где со-
вершают быстрое вынужденное вращательное движение вдоль максимума тан-
генциальной составляющей магнитного поля и образуют тем самым на катоде
зону генерации плазмы. В плазменном объеме установки в результате взаи-
модействия радиального электрического и аксиального магнитного полей
546
Рис. 11.5. Принципиальная схема ионно-плазменной промышленной установки МАП-1
(В —магнитное поле; /д — ток дуги):
1 — катод; 2 — анод; 3 — вакуумная камера; 4 — электромагнитный фиксатор катодных
пятен; 5, 6 — привод перемещения катода; 7 — покрываемые изделия; 8 — экран катода;
9 — опорный электрод; 10 — источник подачи отрицательного потенциала на изделия;
11 — магнитная катушка; 12 — поджигающий электрод; 13 — блок защиты изделий от
микродуговых привязок; 14 — источник питания вакуумной дуги
(поле катодной и анодной магнитных катушек) возникает интегральное вра-
щение плазмы (дрейф в скрещенных полях), образуется азимутальный хол-
ловский ток, имеет место выравнивание фазового состава плазмы и энерге-
тического спектра ионного компонента расхода под действием объемной
электромагнитной силы Fr = j^Bz и фокусировка плазмы в радиальный поток
под действием сил Fz = j Вк Ионы из радиального плазменного потока уско-
ряются в слое двойного электрического заряда, разделяющего плазму и по-
верхность подложки, и взаимодействуют с этой поверхностью. В зависимости
от величины энергии ионов на поверхности подложки протекает либо пре-
имущественно процесс формирования покрытия (конденсация ионов, нейт-
ралов и микрокапельной фазы), либо процесс ионного травления поверхнос-
ти. В плазменном объеме установки имеет место разделение зарядов. Ионы
поступают на покрываемую поверхность, а избыточный электронный ток по-
падает на опорный электрод — верхний экран и замыкает ток в цепи источ-
ника питания, поддерживающего отрицательный потенциал на покрываемых
изделиях. Установка МАП-1 имеет следующие технические характеристики:
547
Установочная мощность, кВ-А.....................................75
Питающее напряжение, В........................................ 3	х 380
Диаметр камеры напыления, мм ................................. 1000
Объем камеры, м3 ............................................. 0,6
Предельное разряжение, Па..................................... 5	• 10~3
Расход воды, м3/ч.............................................. 1,8
Вакуумный дуговой генератор плазмы:
напряжение дуги, В.........................................35±5
ток дуги, А.............................................. 300—1000
Скорость испарения при токе дуги 750 А, г/мин................. 3—4
Для сплава СДП-2 при токе дуги 750 А:
скорость конденсации, мкм/ч............................... 60—65
скорость осаждения, мкм/ч ................................. 20,5
Запас испаряемого материала, см3 .............................. 2250
Максимальный ход катода, мм.................................... 300
Ионный ток на покрываемых деталях, А........................... <50
Количество позиций вращения......................................24
Высота зоны покрытия, мм.......................................<200
Максимальный диаметр или поперечный размер
покрываемых деталей в зависимости от числа
используемых позиций вращения, мм (шт.).................  65	(24); 130 (12)
Габаритные размеры установки, мм......................... 3000x4000x2800
Масса, кг..................................................... 3800
Первоначально установка МАП-1 была разработана для нанесения покры-
тий из МКС. В дальнейшем был создан модернизированный вариант уста-
новки МАП-1М (рис. 11.6), позволяющий наносить кроме покрытий из МКС
покрытия из нитридов и карбидов металлов методом плазмохимии высоких
энергий (эрозионностойкие покрытия для лопаток компрессора ГТД, упроч-
няющие покрытия и т.д.). С этой целью установка МАП-1М дополнительно
содержит систему для подачи и автоматического поддержания в рабочей ка-
мере давления реактивного газа (N2, С2Н2) в диапазоне (U6) • 10-2 Па, а так-
же газоразрядный источник ионов холловского типа, предназначенный для
предварительной очистки поверхности покрываемых деталей при энергиях
ионов аргона 1000—3000 эВ и ионном токе до 300 мА. Источник ионов снаб-
жен приводом, позволяющим вводить его в зону обработки деталей и удалять
из нее перед процессом осаждения покрытия.
Воспроизводимость наносимых покрытий и высокая точность процесса
(±3—5% по толщине и элементному составу покрытий) в установках МАП-1
достигается путем автоматического поддержания заданных параметров про-
цесса при осаждении покрытия: тока дуги генератора плазмы, напряжения на
деталях и при необходимости давления реактивного газа.
При экспериментально-конструкторской доводке опытного образца уста-
новки были предложены оригинальные решения, позволившие повысить до
требуемого уровня эксплуатационную надежность установки, а также ее энер-
гетический к.п.д. Так, было выявлено, что вследствие проникновения маг-
нитного поля рассеяния катушки фиксатора на расстояние до ~100 мм от
поверхности испарения катода напряжение горения ВД из-за замагниченнос-
ти электронной компоненты плазмы значительно превышает ожидаемый уро-
вень 30—35 В. Было предложено оригинальное решение конструкции элект-
548
Рис. 11.6. Принципиальная схема ионно-плазменной промышленной установки МАП-1М:
1 — катод; 2 — оправка катода; 3 — анод; 4 — источник питания генератора плазмы; 5 —
система создания вакуума; 6 — планетарный привод вращения; 7 — источник подачи отри-
цательного потенциала на изделия; 8 — опорный электрод; 9 — система подачи реактивно-
го газа; 10 — газоразрядный источник ионов с анодным слоем; 11 — высоковольтный ис-
точник питания; 12 — покрываемые изделия
ромагнитного фиксатора, позволившее снизить на 15—20% напряжение горе-
ния разряда путем увеличения градиента магнитного поля по радиусу и «под-
жатия» поля к катоду при сохранении требуемой величины В « 0,02 Тл на
поверхности испарения катода. На рис. 11.7 показана зависимость Вх по ра-
диусу катода от его внешней поверхности для однокатушечного электромаг-
нитного фиксатора КП (7) и оригинального фиксатора (2), имеющего пос-
ледовательно включенные между собой боковые катушки, магнитное поле ко-
торых направлено навстречу полю основной центральной катушки.
Применение боковых катушек, размещенных в полюсных наконечниках цен-
тральной катушки, позволяет значительно сократить проникновение магнит-
ного поля по радиусу и тем самым уменьшить непроизводительные затраты
энергии на протекание тока дуги поперек магнитного поля.
Подробно исследован рабочий процесс установки. На рис. 11.8 приведены
вольтамперные характеристики (ВАХ) генератора плазмы (ГП) при прозрач-
ности загрузки установки 0,6 (загрузка, принятая за 100%, — 24 неподвижные
пластины высотой 240 мм при ширине 36 мм, размещенные по окружности
549
Рис. 11.7. Зависимость величины танген-
циальной составляющей магнитного поля
однокатушечного (7) и многокатушечного
(2) электромагнитных фиксаторов катод-
ного пятна от расстояния по радиусу от
поверхности испарения катода
планетарного привода вращения) для МКС СДП-2 при постоянном значении
тока намагничивания анодной катушки (/а = 2 А) и при различных значени-
ях токов намагничивания центральной (/2) и боковых катушек (/^3) электро-
магнитного фиксатора катодных пятен ВД. Эти исследования выявили зави-
симость напряжения на ГП как от величины магнитных полей анодной и
катодной катушек, так и от загрузки установки, а соответственно прозрачно-
сти загрузки, так как при напряжении дуги более 45 В генератор плазмы ра-
ботает неустойчиво из-за рассогласованности его параметров с параметрами
силового выпрямителя установки ВВН-1250. На рис. 11.9 показаны ВАХ ГП
для различной загрузки установки при постоянных значениях токов намаг-
ничивания анодной и катодной катушек установки. На рис. 11.10 приведе-
ны ВАХ ГП в зависимости от тока намагничивания анодной катушки. Сни-
жение ид с ростом /а до ЗА связано с уменьшением магнитного поля в
области катода из-за встречного включения анодной и катодной катушек.
При дальнейшем увеличении /а наблюдается заметный рост связанный с
замагничиванием электронного компонента плазмы по всему рабочему объе-
му установки. В целом исследования ВАХ определили рабочую область ГП
по напряжению горения дуги (30—40В), оптимальные значения токов намаг-
ничивания магнитных катушек (7а < 4А, /2 - 6А, /1>3 < 6А), а также макси-
мально допустимую прозрачность загрузки для лопаток турбин, равную ~ 0,8.
Рис. 11.8. Вольтамперные ха-
рактеристики (Ia = 2А) про-
мышленной установки МАП-1
(загрузка 100%; сплав СДП-2
системы Ni-Cr-Al-Y) при
различных значениях токов
намагничивания катушек
(/1<3 - боковых катушек; 12 —
центральной) электромагнит-
ного фиксатора КП:
1 ~ Аз = 72 = 2А; 2 - 4з
= 0; I2 = 2А; 3 - Iv3 = 2А;
I2 = 4А; 4 - /рз = бА; /2 =
8А; 5 - /р3 = 6; I2 = 4А
550
Рис, 11.9. Вольтамперные характеристики (/а=2А; Z1.3=Z2=4A) промышленной установки
МАП-1 (сплав СДП-2 системы Ni-Cr-Al-Y) при различной степени загрузки установки:
1, 2, 3, 4, 5 — загрузка 0; 25; 50; 75 и 100% соответственно
Рис. 11.10. Зависимость напряжения генератора плазмы установки МАП-1 от тока намаг-
ничивания анодной катушки при постоянных значениях тока генератора плазмы (загрузка
установки 100 %; Zr3 = 0; Z2 = 6А):
1 - /д = 600А; 2 -7Д = 800А
На рис. 11.11 приведены характерные зависимости относительной скорос-
ти осаждения покрытия при различных значениях скорости испарения (тока
дуги) от высоты зоны покрытия Н. Видно, что с ростом тока ГП наблюдает-
ся смещение вверх максимума кривой распределения С/Со от Н. Такое сме-
щение связано с интегральным ускорением плазмы вверх по оси установки,
вызванным взаимодействием тока дуги с собственным магнитным полем, и
его необходимо учитывать при расположении загрузки в зоне покрытия уста-
новки. Эти исследования, наряду с исследованиями по распределению тол-
щины покрытия по профилю пера лопаток, позволили разработать рекомен-
дации для проектирования одноместной и многоместной одно- и многоярус-
ной оснастки, позволяющей значительно повысить загрузку установки при
соблюдении требований по толщине и качеству покрытий на лопатках ГТД.
В установке предусмотрено два режима испарения катода - «горячий»,
когда катод устанавливается с зазором на герметичной водоохлаждаемой оп-
равке и охлаждается путем излучения, и «холодный», когда съем тепла с
катода осуществляется либо за счет теплопроводности (посредством припай-
ки его по внутренней поверхности к оправке), либо путем омывания внут-
ренней поверхности катода проточной водой при помощи специальной оп-
равки.
Переход на «горячий» режим испарения позволяет значительно (на 20—
25%) увеличить скорость испарения катода за счет увеличения микрокапель-
ной фазы в продуктах эрозии КП. На рис. 11.12 приведена характерная зави-
симость скоростей испарения и осаждения покрытия из МКС СДП-2 для
обоих режимов работы установки. Для работы в «горячем» режиме использо-
вался катод, изготовленный по серийной технологии методом точного литья.
Для «холодного» режима применялся опытный катод, полученный по грануль-
ной технологии, что позволило охлаждать его (по внутренней поверхности)
проточной водой по герметичной оболочке из стали 1Х18Н9Т. На рис. 11.12
видно, что переход от «горячего» режима испарения к «холодному» по суще-
551
Рис, 11.11. Зависимость относительной скорости осаждения (Со = Стах при /д = 900 А)
покрытия СДП-2 (Ni—20Сг—12А1—0,3Y) в установке МАП-1 от высоты зоны покрытия Н
при /д, А: 1 - 900; 2 - 700; 3 - 500; 4 - 300;
---положение плоскости симметрии электромагнитного фиксатора относительно высоты
зоны покрытия; — -----положение максимума на кривых С/С0 = f (Н)
Рис. 11.12. Зависимость скорости испарения М и осаждения покрытия С из сплава СДП-2
в установке МАП-1 от тока дуги генератора плазмы для «горячего» и «холодного» режимов
работы катода (Тк ® 200°С):
--- скорость осаждения при V = 10 В;-----скорость испарения
ству равноценен переходу от тока ГП с 700—750 А («горячий» режим) к току
1000 А для «холодного» режима работы катода.
Исследования показывают, что «горячий» режим работы катода целесооб-
разно использовать только для толстых покрытий (> 50 мкм) из материалов с
температурой плавления выше 1100—1150°С (сплавы системы Me—Сг—Al—R).
Для сплавов на основе алюминия, которые разработаны с целью получения
ионно-плазменных диффузионных покрытий, работа установки в «горячем»
режиме невозможна, так как приводит к оплавлению катода за время, мень-
шее, чем время, необходимое для получения покрытий минимальной толщи-
ны. Для использования катодов из МКС на основе алюминия, изготавливае-
мых методом литья в водоохлаждаемый кокиль, разработан технологический
процесс припайки катода к охлаждаемой оправке из сплава Д16, включаю-
щий в себя технологию гальванического осаждения трехслойной композиции
Ni—Cu-Sn на внешней поверхности оправки и внутренней поверхности ка-
тода с последующей пайкой, производимой методом горячей заливки в зазор
припоя ПОС-40.
Создание промышленного ионно-плазменного оборудования послужило
основой внедрения процесса ВПТВЭ в серийное производство для нанесения
защитных и упрочняющих покрытий на лопатки и другие детали ГТД.
Технологический процесс нанесения ионно-плазменных
защитных и упрочняющих покрытий на лопатки ГТД
Технологический процесс нанесения покрытий методом ВПТВЭ состоит
из следующих основных операций (рис. 11.13):
—	предварительная подготовка деталей под нанесение покрытия;
—	окончательная очистка покрываемой поверхности ионным травлением;
—	нанесение слоя покрытия и контроль качества нанесенного покрытия;
552
Рис. 11.13. Технологическая схема получения защитных и упрочняющих покрытий
методом ВПТВЭ (АЖО - абразивно-жидкостная обработка; ГАО - гидроабразивная
обработка)
553
— финишная обработка деталей с покрытием.
Предварительная подготовка деталей под покрытие производится с целью
удаления с поверхностей детали (включая внутренние полости) различного
типа загрязнений и получения технически чистой, однородной и частично
активированной поверхности. Процесс включает операции по поверхностной
обработке, промывке, сушке деталей и контролю. Поверхностная обработка
применяется в основном для лопаток турбин, содержащих обычно участки с
литейной поверхностью, сочетающиеся с полированными участками (входная
и выходная кромки лопаток), и проводится с целью устранения технологи-
ческой «наследственности» от механической обработки их входных и выход-
ных кромок. Предпочтительными видами поверхностной обработки деталей
сложной геометрической формы являются: мягкое опескоструивание электро-
корундом с зерном ~50 мкм, гидроабразивная обработка и виброшлифова-
ние, позволяющее одновременно уменьшить шероховатость поверхности. Для
промывки деталей перед поверхностной обработкой последовательно исполь-
зуются ванны с нефрасом и ацетоном ЧДА. Контроль качества промывки
осуществляется визуально по разрыву стекающей пленки растворителя. Тех-
нологический процесс включает операционные переходы по удалению абра-
зива: продувку сжатым воздухом контролируемой чистоты с последующей
промывкой в ультразвуковой ванне с дистиллированной водой и ускоренной
сушкой деталей в вакуумном термошкафу.
Использование в промышленности группового способа обработки деталей
позволяет значительно сократить технологическое время подготовительных
операций. При этом количество одновременно обрабатываемых деталей в
группе принято равным числу деталей одной загрузки установки МАП-1 или
кратным ему.
Окончательная очистка покрываемой поверхности и ее термоактивация
производятся в установке МАП-1 методом ионной бомбардировки. При-
чем для деталей, не прошедших предварительную поверхностную обработ-
ку, например лопаток компрессора ГТД, используется двухстадийный про-
цесс ионной очистки. На первой стадии очистка производится в потоке
ионов аргона, генерируемых с помощью газоразрядного источника ионов
при параметрах U = 2—3 кВ, ток ионов 200-300 мА, продолжительность
обработки ~20 мин. На второй стадии очистки, которая производится пос-
ле вакуумирования рабочей камеры до давления 2,5 • 10-2 Па, обработка
поверхности осуществляется бомбардировкой ионами материала покрытия
при напряжении на подложке V = 250—300В непосредственно перед опе-
рацией нанесения покрытия, что обеспечивает очистку поверхности под-
ложки на атомарном уровне, высокую степень ее активации и прогрев до
заданного уровня температур. Режим ионной очистки газовыми ионами
практически не регламентирован по времени, так как при реализуемом
уровне мощности ионного нагрева ~1 кВт это не приводит к заметному
росту температуры основы. Поэтому время этой обработки выбирается из
условия отсутствия пробоев на поверхности подложки. Для процесса очис-
тки поверхности ионами материала покрытия мощность ионного нагрева
достигает значений 15 кВ*А, и поэтому в этом режиме работы время про-
цесса регламентируется и равно
554
Тд = СрМ3(Тя -	(U+U**) ,	(11.10)
где тд - допустимое время проведения процесса очистки; М3 - масса загруз-
ки установки с учетом массы технологической оснастки; Го, Тд - начальная
и допустимая температура нагрева детали; /z - величина ионного тока насы-
щения, контролируемая по величине тока в цепи потенциала на изделии;
ср — теплоемкость материала изделия.
Для предохранения покрываемой поверхности от микродуг, возникающих
в процессе ионной очистки на загрязненных участках поверхности и приво-
дящих к повреждению поверхности (характерные эрозионные следы от ка-
тодных микропятен ВД), установка МАП-1 снабжена оригинальным элект-
ронным блоком защиты, кратковременно (~10-3 с) прерывающим цепь отри-
цательного потенциала в момент возникновения микропятен (время
срабатывания защиты < 10-5 с). Контроль процесса очистки ионами матери-
ала покрытия производится визуально по амперметру в цепи отрицательного
потенциала на изделии и путем снятия диаграммы напряжения на изделиях.
Процесс считается завершенным через 1—2 мин после относительной стаби-
лизации ионного тока на покрываемых изделиях, т.е. при реализации режи-
ма, когда микродуги возникают не чаще чем с частотой ~ 0,5—1 Гц.
Управление мощностью ионного нагрева обычно производится путем регули-
рования тока вакуумной дуги (при неизменном значении И), приводящего к
пропорциональному изменению ионного тока на обрабатываемых деталях. В
целом режим ионной очистки для каждой конкретной покрываемой детали и
материала покрытия выбирается из условия допустимой температуры ее на-
грева и регламентируется технологическим процессом покрытия данной детали.
Переход от режима ионной очистки к режиму осаждения покрытия осу-
ществляется путем плавного снижения напряжения на деталях. При осажде-
нии покрытий из МКС V снижается до 5-10 В, чем достигается максималь-
но возможное соответствие элементного состава покрытия составу материала
катода. Исследования показывают, что для сплавов сложного состава (6—8 и
более компонентов) точность осаждения < 5-6%, а для сплавов системы Me—
Cr-Al—Y перенос Сг и А1 осуществляется с воспроизводимой точностью 15-
20 % от их содержания в сплаве катода. Поэтому для получения заданного
состава покрытия состав материала катода должен соответствующим образом
корректироваться. При этом технология позволяет достичь точности воспро-
изводимости состава покрытия <5% от содержания элемента в покрытии.
Для расчета равновесной температуры подложки следует пользоваться фор-
мулой
Т = [Ци + и**} / 0,8о]1/4,	(11.11)
где о - постоянная Стефана-Больцмана; </z = IJS (/z - ионный ток, 5 —
поверхность загрузки, определяемые для каждого типа покрываемых деталей
и тока дуги при ионной очистке и осаждении покрытия).
Осаждение покрытий производится при постоянном режиме работы уста-
новки, который задается током дуги и напряжением генератора плазмы, на-
пряжением на покрываемых изделиях, давлением реактивного газа в случае
555
осаждения карбидов и нитридов, временем нанесения покрытия и контроли-
руется диаграммой тока дуги установки. Автоматическое поддержание режи-
ма работы установки гарантирует высокую точность и воспроизводимость
параметров наносимых покрытий: элементного состава, адгезии, толщины
слоя и распределения толщины слоя по поверхности деталей сложной гео-
метрической формы. В серийном производстве процесс обеспечивает точность
по толщине и распределению толщины покрытия по профилю пера лопаток
ГТД на уровне 3-5% и воспроизводимость элементного состава покрытий в
пределах 5% от содержания элемента в покрытии. Отметим, что высокая
воспроизводимость и стабильность процесса нанесения покрытий — одно из
основных преимуществ метода ВПТВЭ, которое достигается без применения
сложного активного контроля за процессом конденсации.
Контроль качества нанесенного покрытия производится путем сравнения
диаграммы напряжения на покрываемых деталях при ионной очистке и диа-
граммы тока дуги с эталонными диаграммами (косвенный контроль адгезии
и качества покрытия) и прироста массы на одной - двух деталях от каждой
покрытой партии (контроль толщины) с допустимым приростом массы от
толщины покрытия. В ряде случаев контроль адгезии производится методом
изгиба на 90 град контрольного образца из нержавеющей стали, выполненно-
го в виде прямоугольной пластины 10x50 мм толщиной 1мм. Перечисленный
объем контроля обеспечивает высокое качество покрытия и соответствие его
параметров требованиям чертежа на деталь с покрытием.
Детали с покрытием после контроля подвергаются финишной обработке.
Для жаростойких покрытий эта обработка состоит из вакуумного отжига,
проводимого или с целью термостабилизации покрытия и снятия внутренних
напряжений (конденсированные и конденсационно-диффузионные покрытия),
или для окончательного формирования покрытия (диффузионные покрытия).
В ряде случаев для выполнения требований чертежа детали с покрытием
после вакуумного отжига подвергаются поверхностной обработке (виброшли-
фовке) для получения шероховатости Ra < 0,5-1 мкм.
Разработка технологической документации позволила внедрить процесс на
двигателестроительных предприятиях отрасли.
3. Ионно-плазменные защитные многокомпонентные покрытия
для лопаток ГТД
Особенности строения конденсатов,
получаемых при вакуумно-дуговом испарении
Осаждение из двухфазного потока плазмы, содержащего значительное ко-
личество расплавленных микрокапель испаряемого материала, приводит к
формированию характерной гетерогенной слоистой структуры конденсата,
которую удается выявить либо специальным травлением микрошлифа (рис.
11.14 [50]), либо на рентгеновском микроанализаторе в режиме «Сомро», в
котором более «светлая» фаза имеет больший, а более «темная» — меньший
средний атомный номер. Анализ структуры конденсатов из сплава СДП-2 в
556
исходном состоянии, выявленной электролитическим травлением, показыва-
ет, что «темная» фаза представляет собой матрицу, сформировавшуюся за счет
конденсации плазменной и нейтральной фазы потока. Белые прожилки и
попадающиеся изредка в поле зрения частицы полусферической и сферичес-
кой форм представляют собой микрокапельную фазу, растекающуюся по по-
верхности конденсата при попадании на нее потока расплавленных микрока-
пель. Соотношение между этими фазами зависит от режима работы катода, а
также от условий конденсации, и в первую очередь от напряжения на под-
ложке. В «горячем» режиме работы катода (радиационное охлаждение катода)
при напряжении на подложке до 10-15 В объемная доля микрокапельной
фазы достигает 60-70 % (см. рис. 11.2). С ростом напряжения на подложке
до 150-180 В объемная доля микрокапельной фазы уменьшается до 10—15 %,
Рис. 11.14. Микроструктура (х 500/2) покрытий из сплава системы Ni-Сг—A1-Y (СДП-2):
а, б — исходное состояние после осаждения соответственно при V = 0 и V — 100В;
в, г — состояние после вакуумного отжига при Т = 1000°С; т = 4 ч; V = 0 (в - без
травления; г - после электрохимического травления)
557
что можно объяснить частичным электростатическим отталкиванием от под-
ложки отрицательно заряженных относительно плазмы микрокапель, а также
высокой температурой подложки (~ 900°С), что приводит к диффузионному
рассасыванию микрокапельной фазы в процессе роста конденсата. В «холод-
ном» режиме работы катода (принудительное охлаждение катода) доля мик-
рокапельной фазы в конденсате значительно (приблизительно в 10 раз) умень-
шается и конденсат состоит в основном из матрицы. Элементный состав
конденсатов из МК сплавов зависит от объемных долей в нем матрицы и
микрокапельной фазы, а также от напряжения на подложке. Для конденсата
из МК сплава СДП-2 (Ni-Cr—Al—Y) состав микрокапельной фазы близок к
элементному составу катода, причем для крупных капель наблюдается неко-
торое снижение содержания в них Сг и относительно повышенное за счет
этого содержание А1, что, возможно, связано с испарением Сг при движении
капель в потоке. Для мелких капель некоторое снижение в них содержания
легирующих элементов связано, очевидно, с избирательным их катодным
распылением. Состав матрицы значительно отличается от состава катода из-
за значительного снижения в ней содержания А1 и повышения содержания
Сг. Усредненный состав конденсата наиболее близок к составу катода при
«горячем» режиме его испарения и при напряжении на подложке 5—10 В.
При этом отклонение содержания Сг и А1 в конденсате не превышает 15%
от их содержания в катоде, причем содержание А1 в конденсате падает, а Сг
растет. При переходе к МК сплавам, содержащим большее количество ком-
понентов, например к сплавам ВЖЛ2, ЖС6У или жаропрочным припоям типа
ВПР-24, ВПР-32, точность воспроизведения элементного состава катода в
конденсате возрастает до 3—5% [23,52].
Микрокапельная фаза в конденсате рентгеноаморфна, что обусловлено
большими скоростями ее кристаллизации при взаимодействии с подложкой,
а матрица проявляет слабую кристалличность из-за субмелкозернистого стро-
ения. Поэтому структура конденсата после ее формирования зависит от соот-
ношения в ней «темной» и «белой» фаз. Вакуумный отжиг конденсата или
покрытия при температуре 1000— 1050°С в течение соответственно 4—3 ч при-
водит к гомогенизации микроструктуры конденсата (см. рис. 11.14), снятию
внутренних напряжений, обусловленных различием ТКЛР матрицы и микро-
капельной фазы, и формированию исходной его кристаллической структуры.
При этом ввиду структурной нестабильности сплава СДП-2 системы Ni—Сг—
A1-Y в конденсате в зависимости от режима термообработки имеют место
структурные превращения типа у' + а р + у, причем с ростом температуры
термообработки интенсивность превращения возрастает [53]. На рис. 11.15
показаны рентгенограммы конденсата сплава из СДП-2 после осаждения и
после термообработок по различным режимам. Видно, что конденсат претер-
певает превращение от слабо кристаллического (рентгеноаморфного) состоя-
ния до состояния с ярко выраженной кристаллической структурой с фазовым
составом у + у' + рир + у + у', причем p-фаза в покрытии формируется
при высоких температурах Т > 1050°С.
Исследования эволюции структуры МК покрытия из сплава СДП-2 на
сплаве ЖС6У и конденсата из СДП-2 толщиной 100 мкм в исходном состо-
янии и после экспозиции различной длительности на воздухе при Т = 1000°С
558
T-t-r(lll)
Рис, 11,15, Рентгенограммы покрытия Ni—Cr-Al-Y (СДП-2) в исходном состоянии и пос-
ле вакуумного отжига по различным режимам:
1 — покрытие в исходном состоянии; 2 - отжиг при 1000°С, 4 ч; 3 — отжиг при 1000°С,
4 ч + 1050°С, 3 ч; 4 — отжиг при 1000°С, 4 ч + 1100°С, 3 ч
методами металлографии и электронной микроскопии тонких фолы позволи-
ли определить основные особенности покрытий и конденсатов, получаемых
методом ВПТВЭ. Наряду с этим проводились испытания на растяжение со
скоростью 5 • 10“5 с-1 при 1000°С [54,55]. Полученные результаты представ-
лены в табл. 11.4.
Таблица 11.4, Влияние отжига при 1000°С на характеристики конденсата и покрытия
СДП-2 на сплаве ЖС6У (скоростные испытания на растяжение при 1000°С)
Продолжи- тельность отжига, ч	Размер зерна, мкм	Ширина диффу- зионной зоны, мкм	51000°,%		а1оооо;, МПа		
			конден- сата	ЖС6У	конден- сата	• ЖС6У + + СДП-2	ЖС6У без покрытия
Без отжига	0,25	—	10	—	36	—	—
4	0,95	5,0	45	6,о	32	280	292
10	-	8,1	51	5,5	30	270	280
15	1,10	10,2	52	4,6	30	270	265
25	-	13,4	56	4,8	28	255	260
50	2,2	20,1	69	4,3	25	250	245
100	2,9	28,9	69	3,9	25	250	255
559
В состоянии после осаждения по серийной технологии конденсат и по-
крытие из сплава СДП-2 имеют ультрамелкозернистую структуру с размером
зерна 0,25 мкм (см. табл. 11.4). В процессе 4-ч отжига структура покрытия
трансформируется в структуру микродуплекс, состоящую из мелких зерен фаз
у и у'. Дальнейшее увеличение продолжительности экспозиции приводит к
постепенному растворению мелких зерен у'-фазы и росту зерен у-фазы, в
которой наблюдаются выделения мелкодисперсных частиц у'-фазы кубоидаль-
ной формы. Помимо этого в конденсате наблюдаются зерна эвтектики у/у'.
Средний размер зерен в конденсате за 100 ч экспозиции на воздухе возрас-
тает примерно на порядок, но остается достаточно малым. Стабильность
структуры микродуплекс к воздействию высоких температур объясняется тем,
что рекристаллизация в таких структурах может протекать только путем коа-
лесценции фаз. Конденсат или покрытие со структурой микродуплекс обла-
дают высокой пластичностью (см. табл. 11.4). Следует отметить, что конден-
сат сплава ЖС6У, полученный методом ВПТВЭ, имеет при Т = 950°С на
порядок меньшую жаропрочность, чем литой сплав ЖС6У, и относительное
удлинение в пределах от 60 до 300% в зависимости от режима вакуумной
термической обработки конденсата, причем сверхпластичность этого конден-
сата также связана с его мелкозернистой структурой.
Методами рентгеноструктурного, микрорентгеноспектрального и метал-
лографического анализов исследовано влияние температуры подложки Ts
при одновременном ее ионном и косвенном нагреве и напряжения на под-
ложке V на структурное состояние ионно-плазменных покрытий из чистых
металлов Ni, Сг, сплавов системы Ni—Сг и СДП-2 (Ni-Сг—Al—Y) [56].
Структурное состояние покрытий (фазовый состав, размер кристаллитов в
покрытии, текстура и остаточные микро- и макронапряжения) существенно
зависят от температуры и напряжения смещения на подложке. При низких
температурах подложки формируются покрытия с дисперсной структурой
(вплоть до рентгеноаморфного состояния в случае Ni-Cr-Al—Y и Сг—С).
С ростом Ts наблюдается рост зерен, особенно сильный для покрытий из
Ni-Cr и Ni, и снижение остаточных напряжений. Для всех покрытий ха-
рактерен рост зерен, а также снижение остаточных напряжений с ростом
Ts. В покрытиях Ni, Сг обнаружена текстура, совершенство которой зависе-
ло от условий осаждения. Исследования, проведенные при V = 0(К); 50;
100 В и Ts = 400-1100°С, показали следующее.
1.	Покрытия из никеля и хрома во всем исследованном диапазоне измене-
ния V и Ts представляют собой соответственно фазы y-Ni и а-Сг. Период ре-
шетки y-Ni практически не зависит от условий осаждения и составляет
а = 3,525 ± 0,001 А, за исключением случая Ts = 400°С, V = 0, где
а = 3,515 ± 0,001 А, что, возможно, связано с остаточными микронапряжени-
ями в покрытии. С ростом Ts (Ts > 400°С) в покрытии из y-Ni формируется
слабая текстура типа (100), наблюдается снижение интегральной ширины ли-
нии (311) у-фазы, что свидетельствует о совершенствовании кристалличес-
кой структуры с ростом Ts и V. С ростом Ts > 800°С независимо от V на-
блюдается резкое увеличение размера зерен в покрытии. Покрытие из а-Сг
при Ts < 900°С независимо от V имеет сильную текстуру (100). С повыше-
нием Ts др 1100°С при V = 0 и К = 50 В формируется состояние, близкое к
560
бестекстурному, однако при V = 100В текстура (100) сохраняется. Период
решетки а = 2,885 ± 0,002 А и практически не зависит от Ts и V.
2.	Покрытия, полученные из сплава Ni - 20%Сг, представляют собой твер-
дый раствор на основе Ni (у-фазы). С ростом Ts независимо от V наблюда-
ется резкое уменьшение полуширины линии (311) у-фазы. При Ts > 900°С
полуширина линии (311) составляет ~0,4 град; Аа1 - Аа2 дублет хорошо раз-
решается, что свидетельствует об отсутствии остаточных напряжений и дос-
таточно большой величине блоков (> 2000 А) в покрытии. При высоких
температурах (Ts > 900°С) наблюдается уменьшение периода решетки с 3,55
до 3,545 А, что связано с уменьшением в покрытии содержания хрома за
счет как избирательного ионного травления, так и его реиспарения.
3.	Для покрытий из сплава СДП-2 с ростом Ts и V состояние покрытия
меняется от рентгеноаморфного до кристаллического и наблюдается совер-
шенствование кристаллического состояния (рис. 11.16, 11.17). Изменение
фазового состава покрытия с увеличением V связано в основном с изменени-
ем элементного состава конденсата за счет как ионного травления А1 и Сг,
так и реиспарения Сг и А1 с ростом температуры. Причем с ростом V более
интенсивно распыляется А1 (с 9-10% до 3-4%), а с ростом Ts более заметно в
покрытии изменяется содержание Сг: с 22-26% (Т = 400-800°С; V = 0-100 В)
до 11,7—16,4% (Ts = 1100°С; V = 0-100 В). Поэтому с ростом Ts и V состав
покрытия сдвигается в сторону Ni—угла диаграммы состояния Ni—Сг—А1, что
и подтверждается изменением фазового состава покрытия (см. рис. 11.16).
При Ts = 800-1100°С и V= 0 покрытия из сплава СДП-2 имеют структуру
и фазовый состав, близкие к покрытию, полученному по серийной техноло-
гии после вакуумного отжига при 1000—1050°С в течение 4—3 ч. Однако кон-
денсация покрытия при V = 0 и Ts > 700-800°С приводит к заметному сни-
жению в нем содержания А1, а при Ts >1000°С к значительному снижению и
А1 (до ~ 7%), и Сг (до 16%).
Рис. 11.16. Фазовый состав покрытий системы Ni—Сг—Al—Y в зависимости от температуры
Ts и напряжения на подложке (РАС — рентгеноаморфное состояние; КС - кристалличес-
кая структура; (у') - следы у'-фазы)
561
Рис. 11.17. Зависимость периода решетки (а) и полуширины (Ь) линии (311)
у-фазы (Feka ~ излучение) от температуры Ts и напряжения на подложке:
1 - V = 0 ; 2 - V - 50 В; 3 - V = 100 В (-------а\--------Ь)
Из приведенных результатов видно, что структурное состояние ионно-плаз-
менных металлических покрытий существенно зависит от температуры под-
ложки и ее потенциала [56—58].
В целом можно отметить, что «горячий» режим работы катода при
Ts < 600-700°С и V = 0-10 В обеспечивает получение конденсатов и по-
крытий из МК сплавов с элементным составом, максимально близким к
составу катода, и с ультрамелкодисперсной микродуплексной структурой, об-
ладающей высокой пластичностью и стабильностью при длительной высоко-
температурной экспозиции, что важно для применения таких конденсатов в
качестве жаростойких покрытий для лопаток турбин и других деталей горя-
чего тракта ГТД.
Ионно-плазменные жаростойкие МК
конденсированные покрытия для лопаток турбин ГТД
При создании ионно-плазменных МК жаростойких покрытий учитывался
опыт, накопленный ИЭС им. Б.Е. Патона и в США, где электронно-луче-
вые конденсированные покрытия использовались в серийном производстве с
1971 г. для защиты лопаток турбины авиационного ГТД TF-30 [4, 14]. К на-
чалу работ по исследованию ионно-плазменных конденсированных покры-
тий уже была известна гамма покрытий системы Me-Сг—Al—Y, предназна-
ченных для защиты лопаток турбин как от коррозии в области температур
до 950-1000°С, так и от высокотемпературного окисления при температурах
до 1100— 1150°С [7-9,13,14,59-63]. Требовалось выбрать из гаммы покры-
тий известных составов основные покрытия, обеспечивающие работоспо-
собность лопаток теплонапряженных ГТД при температурах 1050—1150°С,
исследовать свойства этих покрытий в контакте с отечественными жаро-
прочными сплавами ВЖЛ12У, ЖС6У, ЖС26, ЖС26У и ЖС32, определить
562
области их эффективного использования и разработать промышленную
технологию их нанесения методом ВПТВЭ. Для разработки промышлен-
ной технологии нанесения МК покрытий необходимо было исследовать
рабочий процесс установки МАП-1, точность и воспроизводимость ионно-
плазменного процесса нанесения покрытий в условиях серийного произ-
водства, разработать промышленный процесс получения трубных катодов
из сплавов системы Me—Сг—Al—Y и освоить их серийное производство
[23,24]. В результате исследований, проведенных ВИАМ, был предложен
ряд покрытий из МК сплавов системы Me—Cr-Al-Y, обеспечивающих
высокую жаростойкость в контакте с жаропрочными сплавами на уровне
(15-25)* 10-3 кг/м2 при температурах 1050-1100°С на базе 1000 ч (рис. 11.18)
и позволяющих повысить на 10-15% жаропрочность основного материала
при больших базах испытаний (500—1000 ч) и температурах 975—1100°С и в
2—5 раз и более термостойкость композиции сплав — покрытие при термо-
циклировании по режиму 1000-1100°С <=> 200°С (время нагрева и охлажде-
ния образца 1 мин).
В покрытиях системы Me—Сг—Al—Y в исходном состоянии после осажде-
ния и вакуумного термостабилизирующего отжига наводятся внутренние на-
пряжения растяжения термического характера величиной 30—200 МПа, кото-
рые релаксируют при температуре нагрева 600—800°С и изменяют свой знак
при больших температурах [9,64]. Покрытия системы Me-Cr-Al-Y обычно
снижают на 5—15% предел выносливости жаропрочного сплава при высоких
температурах (см. рис. 11.18).
а, МПа	б
Рис. 11.18. Жаростойкость (а), длительная
прочность (б) и выносливость (в) компози-
ций сплав — конденсированное покрытие (8
= 50—60 мкм; ИЛТ — ионно-лучевое трав-
ление ионами аргона):
а - Т = 1100°С; б\
f 1 - ВЖЛ12У + (Ni-20Сг- 10А1-0,2Y);
12- ВЖЛ12У; Т = 1000°С;
(3 - ЖС6У + (Ni-20Сг- 10А1-0,2Y);
\4 - ЖС6У; Т = 1050°С;
в - Т = 975°С, f = 3 кГц:
1 - ЖС6У;
2 - ЖС6У + ИЛТ(Аг) + (Ni-20Сг- 10А1-0,2У);
3 - ЖС6У + (Ni-20Cr- 10А1—0,2Y)
563
Было показано, что данные лабораторных исследований свойств компози-
ции сплав — покрытие не позволяют окончательно выбрать покрытие для
лопаток турбины конкретного двигателя. Это связано с рядом факторов, глав-
ным из которых является отличие расчетных данных теплонапряженного со-
стояния лопатки от реальной картины, имеющей место для лопаток каждого
конкретного типа ГТД. Особенно это заметно для теплонапряженных ГТД,
для которых характерно наличие на пере рабочих лопаток турбины зон с
повышенным уровнем температур, или циклических напряжений, или зон с
уровнем температуры ниже 950°С, где возможно развитие сульфидной корро-
зии. Различие условий работы покрытия на пере лопатки затрудняет выбор
типа покрытия, так как к покрытию предъявляются противоречивые требова-
ния, например высокой жаростойкости и высокой стойкости к образованию
трещин термоусталости. Поэтому окончательный выбор покрытия проводил-
ся на основании сравнительных испытаний выбранных типов покрытий на
технологических ГТД.
Такое сравнение работоспособности покрытий из сплавов СДП-1 (СДП-4),
СДП-2, ВСДП-П(ВП) и покрытий, полученных по технологии серийного
алитирования, показали, что для высокотемпературных ГТД (Т = 1100—
1150°С) наиболее приемлемым оказалось покрытие из сплава СДП-2 системы
Ni-Cr-Al-Y. Это покрытие позволило увеличить ресурс рабочих лопаток ряда
ГТД в 2,5-6 раз. Испытания показали также, что наиболее приемлемым по-
крытием, обеспечивающим работу лопаток турбин ГТД при проявлении на
них сульфидной коррозии, является покрытие из сплава СДП-1, которое по-
зволило повысить ресурс рабочих лопаток более чем в 10 раз при работе ГТД
на низкосортном дизельном топливе (ГОСТ 305—82) с содержанием серы до
1% (сравнение с серийным алитированием).
Таким образом, сравнительные испытания ряда покрытий из МК сплавов
системы Me—Сг—Al—Y в составе технологических ГТД позволили определить
области эффективного применения этих покрытий в зависимости от условий
эксплуатации лопаток турбины. Составы МК сплавов для нанесения покры-
тий системы Me—Сг—Al—Y, применяемых в серийном производстве, приведе-
ны в табл. 11.5.
Опыт использования МК покрытий из сплавов системы Me—Сг—Al—Y в
опытном и серийном производствах позволяет сделать следующие обобще-
ния.
Таблица 11.5. Сплавы для конденсированных покрытий, применяемых в серийном производстве
Сплав	Содержание элементов1, % (масс.)		Технические условия
	Со	Сг	Al	Y	В	
сдп-1	18-22	18-22	11,5-13	0,3-0,6	ТУ1-812-0063 - 85
СДП-2	18-22	11,5-13	0,3-0,6	ТУ1-812-0063 - 85
ВСДП-5	18-22	11,5-13	-	0,1-0,2	ТУ-1595-156 - 83
1 Основа —	никель.		
564
1.	Характерными особенностями ионно-плазменных конденсированных
покрытий системы Me—Сг—Al—Y являются их мелкодисперсная структура,
высокая стойкость к образованию трещин термоусталости, высокая адгезия
(свыше 100 МПа), а также высокая точность по толщине и элементному
составу и сравнительно низкая стоимость. Эти особенности ионно-плазмен-
ных МК покрытий обеспечивают их высокую термостойкость в контакте с
жаропрочными сплавами и минимальное влияние на механические характе-
ристики материала основы, а в ряде случаев позволяют значительно повы-
сить свойства композиции сплав - покрытие, например малоцикловую уста-
лость, термостойкость, жаропрочность при больших базах испытаний. В за-
висимости от состава эти покрытия разделяются на высокотемпературные
(Ni-Cr-Al-Y; Ni-Cr-Al—Ta-Y; Ni-Cr-Al-W-C-Y и др.), работоспособные
при температурах 1050—1100°С, и низкотемпературные (Ni—Со—Сг—Al—Y;
Со—Сг—Al—Y; Со—Сг—Al—Ni—Y и др.), обеспечивающие работу лопаток тур-
бин в интервале температур 750—1000°С при наличии коррозионной среды.
Покрытия этих систем успешно используются и в качестве подслоев для
конденсационно-диффузионных и теплозащитных покрытий.
2.	Долговечность конденсированного покрытия из сплава СДП-2
ограниченной толщины (для лопаток турбины теплонапряженных ГТД
5 <80—100 мкм), работающего при температурах ~1100°С с кратковремен-
ными «забросами» до 1150—1200°С, не превышает 500—600 ч. Исчерпание
защитных свойств покрытия идет по известному механизму р + (у/у') ->
(у/у') -> у за счет расхода легирующих элементов на образование внешней
защитной оксидной пленки, а также термодиффузионного взаимодействия
покрытия с основой. За 500 ч эксплуатации зона взаимодействия возраста-
ет по толщине и достигает 0,5—0,6 от толщины покрытия. Повышение дол-
говечности покрытия в 1,5—2 раза можно достичь, либо используя барьер-
ные слои из TiC или Сг3С2 толщиной 2—5 мкм, либо проводя предвари-
тельное травление поверхности лопаток ионами Аг. Ионная обработка
поверхности приводит к формированию на ней тонкой карбидной прослой-
ки, служащей диффузионным барьером [65, 66]. С экономической и техни-
ческой точек зрения применение покрытия из сплава СДП-2 целесообраз-
но для лопаток турбин теплонапряженных ГТД, работающих при темпера-
турах 1050-1100°С.
3.	Для защиты от сульфидно-оксидной коррозии лопаток турбин авиаци-
онных ГТД, работающих на дизельном топливе или в условиях загрязнен-
ной атмосферы при температурах до 950-1000°С, наиболее приемлемо МК
покрытие из сплава СДП-1 системы Ni—Со—Сг—Al—Y, обеспечивающее ре-
сурс лопаток свыше 1500—2000 ч, что более чем в 10 раз превышает корро-
зионную стойкость обычных алюминидных покрытий и покрытия из сплава
СДП-2.
4.	В связи с разработкой оригинальных -ионно-плазменных конденсаци-
онно-диффузионных МК покрытий, обладающих более высокими (в 2—3 раза
и более) защитными свойствами по сравнению с конденсированными по-
крытиями, область эффективного использования конденсированных покры-
тий сужается и они рассматриваются в основном как подслои для конденса-
ционно-диффузионных покрытий.
565
Ионно-плазменные МК диффузионные алюминидные
жаростойкие покрытия для лопаток ГТД
В ВИАМ разработаны новый ионно-плазменный способ получения легиро-
ванных алюминидных диффузионных покрытий на лопатках и других деталях
ГТД из жаропрочных сплавов1, а также технологический процесс получения
этих покрытий на промышленной установке МАП-1 и оригинальные сплавы
на основе алюминия для покрытий. По сравнению с известными процессами
получения алюминидных покрытий методами термодиффузионного насыще-
ния жаропрочных сплавов алюминием из порошковых смесей с галогенидны-
ми активаторами или шликерного алитирования, новый процесс обладает
значительно более высокой точностью и повторяемостью (3% по толщине,
5% от содержания А1 в покрытии), низкой трудоемкостью, более широкими
возможностями по легированию этих покрытий и позволяет целенаправленно
изменять толщину покрытия по профилю пера турбинной лопатки, что недо-
стижимо при других способах получения диффузионных покрытий.
Ионно-плазменные диффузионные покрытия формируются в плазме спла-
ва на основе алюминия, содержащего элементы, легирующие покрытие, и
окончательно — при последующем высокотемпературном вакуумном отжиге
(Т = 1000—1050°С, т = 4—3 ч). Фазовый и элементный состав получаемого
покрытия определяются составом исходного испаряемого алюминиевого
сплава — катода установки МАП-1, а также удельной массой А1 сплава, на-
копленного на поверхности детали, и режимом ее термообработки. Ионно-
плазменные диффузионные слои имеют характерное двухзонное строение
(рис. 11.19). Внешняя зона покрытия состоит из p-фазы, легированной эле-
ментами жаропрочного и алюминиевого сплавов, с содержанием алюминия
от 16—18 до 24% (масс.) в зависимости от удельной массы накопленного на
поверхности детали А1 сплава и режима формирования покрытия. Столь
низкое содержание А1 в покрытии является его преимуществом, так как
обеспечивает высокую стойкость покрытия к образованию трещин термоус-
талости (высокая жаропрочность p-фазы в сочетании с пластичностью) при
сохранении им высокой жаростойкости, что достигается дополнительным
легированием покрытия такими элементами, как Si, Y, В и др., входящими
в состав исходного алюминиевого сплава для покрытия. Высокая термостой-
кость ионно-плазменных диффузионных покрытий и точность воспроизведе-
ния их параметров обеспечивают эффективное применение этих покрытий
как для лопаток теплонапряженных ГТД, работающих при температурах до
1050°С, так и лопаток турбин, использующих обычные диффузионные по-
крытия, что дает выигрыш по долговечности покрытия в 1,5—2 раза и более.
Для получения диффузионных покрытий используются А1 сплавы, некото-
рые свойства которых приведены в табл. 11.6.
Данные табл. 11.7 позволили определить оптимальные режимы осаждения
алюминиевых сплавов на установке МАП-1 и разработать технологический
процесс получения ионно-плазменных диффузионных покрытий.
1 Мубояджян С.А., Будиновский С.А. и др. Способ получения алюминидного покрытия
на изделии. Патент РФ №2012694, 15.05.94. Опубл, в БИ №9.
566
Таблица IL 6. Сплавы на основе А1, применяемые для получения ионно-плазменных диффу-
зионных покрытий
Сплав	Система сплава для покрытия	Плотность, кг/м3	Температурный коэффициент линейного расширения, а • 106, 1/град (20-500°С)	Коэффициент теплопровод- ности X, Вт/(м • град)
ВСДП-11	Al - Si - Y	2722	25,1	169,1
ВСДП-13	Al - Si - Ni - В	2824	22,9	166,6
ВСДП-15	Al - Si - Сг - Y	2747	22,6	146
ВСДП-16	Al - Ni - Y	3064	24,6	141,5
Таблица 11.7. Скоростные характеристики ионно-плазменного процесса нанесения диффузи-
онных покрытий
Параметр	Характеристики процесса для А1 сплавов покрытия		
	ВСДП-11	ВСДП-13 ,	ВСДП-15
Коэффициент эрозии ц, кг/Кл	4,8 • 10~8	5,64 • 10~8	4,73-10“8
Коэффициент объемной эрозии ц/у, м3/Кл	1,77 -10-11	2,01 • 10-п	1,74-10—11
Скорость осаждения при /д=1000 А: м/с мкм/ч	1,31 • 10~8 47,17	1,39-10-8 50,04	1,3- ю-8 46,8
Скорость накопления А1 сплава при			
/д= 1000 А: кг/(м2 • с) г/(м2 • мин)	3,55 • 1(Г5 2,13	3,89 • 10~5 2,33	3,55- 10-5 2,13
Подробные исследования кинетики формирования ионно-плазменных диф-
фузионных покрытий на сплавах ВЖЛ12У, ЖС6У, ЖС26, ЖС32 в области
температур 700°С — температура термовакуумной обработки сплава (ТВО),
структуры покрытий, фазового и элементного состава покрытий в зависимо-
сти от удельного накопления массы А1 сплава на поверхности жаропрочного
сплава (Дти, г/м2) и режимов вакуумного отжига, окончательно формирующе-
го покрытие, позволили определить следующее.
1.	При температурах отжига до 800°С ит< 8 ч внешний слой покрытия со-
стоит из хрупкого интерметаллида Ni2Al3, а внутренний слой покрытия имеет
толщину < 3-5 мкм. При 900°С основу внешнего слоя покрытия составляет
интерметаллид NiAl (0-фаза) с содержанием А1>25%	7500 МПа), а толщи-
на внутреннего слоя достигает значений ~10 мкм. После отжига при 1000—1050°С
в строении внешнего слоя покрытия просматриваются две зоны (см. рис. 11.19).
Во внешней зоне матрица из 0-фазы имеет включения на основе элементов
567
Рис. 11.19. Микроструктура (х500) по-
крытия из А1 сплава ВСДП-П(ВП) на
сплаве ЖС6У после вакуумного отжига
при температуре 1050°С (Д?п = 75 г/м2):
а, б, в — продолжительность отжига 2;
4; 8 ч соответственно
сплава основы (Сг, W), в состав которых (включений) входит Si из сплава по-
крытия, далее располагается чисто интерметаллидная зона, где растворены все
элементы, легирующие жаропрочный сплав. Внутренний слой покрытия имеет
гетерофазное строение: на интерметаллидной матрице выделяется значительное
количество фаз на основе тугоплавких элементов. Такое строение слоя образует-
ся из-за встречной диффузии Ni из сплава основы в покрытие и А1 из покры-
тия в основу, что приводит к перераспределению легирующих сплав элементов
и выделению избыточных фаз.
2.	После вакуумного отжига при 1000— 1050°С основой слоя является ин-
терметаллид NiAl (p-фаза) с содержанием А1 < 20% (Дт < 75 г/м2). При более
высоких температурах отжига содержание А1 во внешнем слое покрытия сни-
жается и в покрытии, наряду с p-фазой, образуется интерметаллид Ni3Al. Для
примера в табл. 11.8 приводятся данные по составу внешнего слоя покрытия
из сплава ВСДП-11 на сплаве ЖС6У при Дт = 50 г/м2.
3.	Строение диффузионного слоя на различных жаропрочных сплавах
совпадает. Отличия по элементному составу покрытий, сформированных из
одного алюминиевого сплава на различных жаропрочных сплавах, опреде-
ляются составом этих сплавов. На рис. 11.20 и 11.21 представлены номог-
раммы для определения оптимальных значений удельного накопления мас-
сы А1 сплава на поверхности жаропрочного сплава и режима вакуумного
568
Таблица 11.8. Влияние режима отжига на элементный и фазовый состав внешней зоны диф-
фузионного покрытия из сплава ВСДП-П(ВП) на сплаве ЖС6У
Режим отжига			4	 Содержание элементов, % (масс.)									Фазовый состав
Т, °C	т, ч	А1	Ti	Сг	Со	Ni	Мо	W	Si	Nb	
700	8	35,7	1,3	6,5	7,2	41,6	1,2	6,5	0,1	0,5	Ni2Al3 (8-фаза)
800	2	31,5	1,3	6,8	7,2	42,8	0,7	5,9	1,3	0,3	Ni2Al3
	4	30,0	1,4	4,5	7,9	45,3	1,2	7,6	0,2	0,4	Ni2Al3
	8	28,0	1,5	4,4	8,0	47,3	0,8	6,2	о,з	0,4	
900	2	28,3	0,6	5,1	7,8	54,8	0,6	4,2	0,6	0,1	—
	4	24,6	0,8	5,4	8,1	53,0	0,7	5,5	0,3	0,3	10% Ni2Al3 + NiAl
	8	22,2	0,8	4,7	7,6	52,8	0,8	5,5	0,5	о,з	—
1000	2	22,8	0,9	6,4	7,0	46,6	0,8	6,0	1,3	0,3	NiAl (0-фаза)
	4	19,7	0,8	6,4	8,1	52,8	0,8	5,3	1,1	0,3	NiAl
	8	17,7	1,3	5,0	8,7	57,4	0,7	4,5	0,6	0,4	80% NiAl + Ni3Al
1050	2	18,2	1,1	5,8	9,0	58,2	0,4	4,5	0,5	0,1	NiAl
	4	15,5	1,2	5,2	9,0	60,6	0,6	4,2	0,4	о,з	—
	8	16,5	1,3	5,8	9,0	58,2	0,4	4,5	0,6	0,2	—
1100	1	19,3	1,6	6,8	8,7	54,4	0,6	5,3	0,6	о,з	NiAl
	2	17,1	1,6	6,9	8,9	55,5	0,8	6,1	0,5	0,5	NiAl+следы Ni3Al
	4	14,0	3,7	4,6	12,9	59,8	1,7	0,8	0,5	0,5	—
1200*	1	17,1 10,9	1,0 2,2	4,9 9,5	9,3 9,9	59,7 49,5	0,7 1,6	4,4 14,2	0,7 0,5	0,3 0,6	-
	2	13,1 8,2	2,5 9,4	2,4 1,8	9,2 9,8	68,4 69,0	0,6 0,5	3,4 6,2	0,3 0,2	0,5 0,9	50%NiAl + Ni3Al
* В	числителе —		состав	0-фазы, в		знаменателе		— у'-фазы.			
отжига для получения покрытий заданной толщины и состава, с учетом
условий эксплуатации конкретного типа лопаток турбин. При одностадий-
ном процессе формирования диффузионных покрытий максимальное зна-
чение удельного накопления массы А1 сплава на поверхности жаропрочно-
го сплава составляет 100—110 г/м2, что заметно превышает запас А1 в обыч-
ных алюминидных и конденсированных покрытиях при толщине последних
100 мкм.
Разработан технологический процесс и исследованы свойства двухстадий-
ных ионно-плазменных диффузионных покрытий, содержащих 130—140 г/м2
алюминиевого сплава и более. Такие покрытия обладают термостабильностью
в контакте с жаропрочными сплавами при температурах 1100-1150°С, так как
на первой стадии их получения окончательное формирование покрытия про-
изводится при температуре ТВО сплава основы.
Исследование свойств композиций жаропрочный сплав—покрытие, полу-
ченных по серийной технологии, показало:
—	покрытия ВСДП-П(ВП) и ВСДП-15(ВП) с > 40 г/м2 сохраняют свои
защитные свойства на сплавах ВЖЛ12У и ЖС6У после ЮОО-ч выдержки при
1050°С. Прирост массы при этом составляет 10—12 г/м2 (рис.11.22);
20— 1051
569
Рис. 11.20. Зависимость толщины диффузионно-
го покрытия из А1 сплава ВСДП-П(ВП) на жа-
ропрочном сплаве ЖС6У от удельной массы на-
копленного на поверхности ЖС6У А1 сплава
(Дт) (а) и от режима вакуумного отжига (d, в):
а - Лт, г/м2: 100 (7); 75 (2); 50 (3); 25 (4);
б - ТОТЖ, °C: 1050 (7); 1000 (2); 900 (3);
в - ч: 8 (7); 6 (2); 4 (3); 2 (4).
Пунктирная линия — содержание А1, % (масс.)
во внешнем слое покрытия
Рис. 11.21. Фрагменты номограмм для композиций жаропрочный сплав + диффузионное
покрытие из сплава ВСДП-П(ВП):
а - &т, г/м2: 75 (7); 50 (2); 25 (3); б - &т, г/м2: 100 (7); 75 (2); 50 (3); 25 (4).
Пунктирная линия — содержание А1, % (масс.), во внешнем слое покрытия
-	при базах испытаний 500 и 1000 ч ВСДП-Н(ВП) и ВСДП-13(ВП) по-
вышают на 10—15% длительную прочность сплавов ЖС6У при 1050°С и
ВЖЛ12У при 1000°С и не снижают предела выносливости сплавов ЖС6У
(Гисп = Ю00°С) и ВЖЛ12У (Гисп= 900°С) вд базе испытаний 2- 107 циклов;
-	покрытия ВСДП-П(ВП) и ВСДП-15(ВП) повышают в 1,5-2 раза тер-
мостойкость сплава ЖС6У при испытаниях на газодинамическом стенде по
режиму 1100<=>200°С (продолжительность нагрева и охлаждения 1 мин).
Для примера в табл. 11.9 приведены расчетные значения предела длитель-
ной прочности для различных композиций сплав—покрытие, полученные на
основе кривых жаропрочности.
570
Таблица 11.9. Влияние ионно-плазменных диффузионных покрытий на длительную проч-
ность сплавов ЖС6У и ВЖЛ12У
Сплав	База испытаний, ч	Предел длительной прочности жаропрочных сплавов, МПа, с покрытиями из сплавов			Без покрытия
		ВСДП-11	ВСДП-13	ВСДП-15	
ВЖЛ12У	10	215	215	217	225
(Тисп=1000’С)	100	155	147	135	145
	500	115	ПО	97	100
	1000	95	97	85	85
ЖС6У	10	165	175	165	175
(7^1050’С)	100	112	ПО	114	105
	500	80	73	75	71
	1000	67	59	60	60
Исследования показывают, что легирование ионно-плазменных диффузи-
онных покрытий элементами, повышающими защитные свойства покрытий,
возможно в пределах растворимости легирующих элементов в p-фазе при
температуре окончательного формирования покрытия. Для Si, Сг, Y содержа-
ние их в покрытии, полученном при стандартном режиме термообработки для
сплавов ЖС6У и ВЖЛ12У (1010 ± 10°С), не превышает соответственно (0,8—
1,2)%; ~1% и (0,1—0,3)%. Избыток легирующих элементов после вакуумной
термообработки шлакуется на поверхности покрытия и обычно удаляется
300
250
200
ВЖЛ12У + ВСДП-13(ВП)
ВЖЛ12У (б/покр.)
1000°С<!
}>900°С
б
ЖС6У (б/покр.)
ЖС6У +ВСДП-11(ВП)
10
Ю7 /V, цикл
Рис. 11.22. Жаростойкость (а), усталостная прочность (б) и термостойкость (в) композиций
жаропрочный сплав — ионно-плазменное диффузионное покрытие:
1 - ЖС6У (1100 <=> 200°С), ВЖЛ12У (1000 <^> 200°С); 2 - ВЖЛ12У + ВСДП-11 (ВП); 3 -
ЖС6У + ВСДП-И(ВП); 4 - ЖС6У + ВСДП-15(ВП). а - Ьт, г/м2: 50 (7х); 75 (2х)
20*
571
методами поверхностной обработки («мягкое» опескоструивание, виброшли-
фование и т.д.). При необходимости увеличения содержания легирующих
элементов в покрытии предложено нанесение конденсированных подслоев на
никелевой основе, содержащих элементы, легирующие покрытие. В этом слу-
чае толщина конденсированного подслоя должна быть меньше толщины диф-
фузионного слоя, что позволяет относить в целом покрытие к классу диффу-
зионных покрытий. Нанесение конденсированного подслоя с целью легиро-
вания покрытия позволяет также устранить нежелательные «дефекты» в
поверхностном слое основы из жаропрочного сплава, например карбиды, на-
личие которых на поверхности основы приводит к структурной неоднородно-
сти покрытия по поверхности защищаемого изделия. Одновременно с этим
подслой является препятствием для растворения тугоплавких элементов в
диффузионном слое, что также благоприятно сказывается на защитных свой-
ствах легированного покрытия.
Состав подслоя, его толщина и содержание в нем легирующих элементов
выбираются таким образом, чтобы обеспечить требуемое содержание легиру-
ющего элемента в диффузионном слое. При этом избыток элементов, леги-
рующих покрытие, выделяется в диффузионном слое, состоящем из р-фазы,
в виде либо отдельных фаз или соединений, либо в чистом виде, например в
виде а-Сг. Таким образом можно получать диффузионные покрытия с содер-
жанием хрома 12—14% (хром присутствует в p-фазе в пределах его раствори-
мости в виде силицидов хрома и в виде а-Сг), что недостижимо при других
методах получения таких покрытий. В процессе эксплуатации легированного
покрытия содержание хрома в p-фазе поддерживается за счет избыточного
хрома, имеющегося в диффузионном слое. Новый способ легирования ион-
но-плазменных диффузионных покрытий позволяет проводить их целенаправ-
ленное легирование в широких пределах
не только элементами, повышаю-
щими защитные свойства покрытия
и его термическую стабильность в
контакте с жаропрочным сплавом,
но и элементами, упрочняющими
р-фазу, что важно для лопаток тур-
бин теплонапряженных ГТД.
Отметим также, что разработан-
ный способ получения легирован-
Рис. 11.23. Микроструктура (хбОО) и эле-
ментный состав по зонам (интегральные
и локальные (~1 мкм) измерения) Pt-
алюминидного покрытия типа
Pt + ВСДП-ЩВП) (см. табл. 11.10). Па-
раметры покрытия: Дти = 120 г/м2; фазо-
вый состав р-NiAl + PtAl2; толщина 90’
мкм; остаточные напряжения в поверхно-
стном слое осж = —160 ± 90 МПа
572
Рис, 11,24, Микроструктура (х500) покры-
тия ВСДП-П(ВП) в горячем сечении
входной кромки рабочей лопатки II сту-
пени турбины изд. «88» после испытаний
по программе ЭЦИ (эквивалентно-цик-
лические испытания) в течение времени,
соответствующего одному (а), двум (б) и
трем ресурсам (в)
ных диффузионных покрытий может быть успешно использован для форми-
рования как чисто Pt-алюминидных покрытий (рис. 11.23, табл. 11.10), так и
Pt-алюминидных покрытий, дополнительно легированных в широких преде-
лах хромом, кремнием и другими элементами, повышающими защитные свой-
ства покрытия.
В настоящее время ионно-плазменное диффузионное покрытие из сплава
ВСДП-П(ВП) (рис. 11.24) благодаря своим преимуществам широко исполь-
Та блица 11,10, Состав покрытия по зонам (см. рис. 11.23)
Зона __________________Содержание элементов, % (масс.)
(с	!М. ф0Т0)	А1	Сг	Со	W	Та	Pt	Ti	Si	Мо	Ni
0	(локал.)	17,0	2,9	1,7	—	—	57,0	—	п,о	—	12
1	(интегр.)	20,5	3,4	2,7	1,8	0,9	38,8	0,6	3,7	—	29
2	(локал.)	21,0	1,8	3,2	2,3	1,7	30,3	0,7	2,1	—	38,0
3	(интегр.)	17,2	4,6	4,6	1,5	1,2	20,5	1,8	2,0	—	44,5
4	(интегр.)	10,0	9,0	7,2	11,6	7,0	8,0	3,1	—	—	40,7
5	(интегр.)	5,5	10,1	6,8	7,4	4,8	1,0	4,0	—	1,0	58,4
6	(интегр.)	3,9	10,4	7,7	8,0	3,8	1,0	2,8	—	1,4	61,4
573
зуется в серийном производстве на предприятиях авиационной промышлен-
ности взамен порошкового и шликерного алитирования. Технология успешно
применяется и при ремонте диффузионных покрытий на лопатках турбин,
так как нанесение покрытия производится на заключительной стадии ремон-
та, а замковая часть лопаток предохраняется от покрытия при помощи тех-
нологической оснастки, удерживающей лопатки при покрытии. При этом
покрытие из сплава ВСДП-Н(ВП) позволяет увеличить в 1,5 раза ресурс
лопаток, по сравнению со шликерным покрытием, обычно используемым при
ремонте лопаток турбин.
Ионно-плазменные конденсационно-диффузионные покрытия
Ионно-плазменные конденсационно-диффузионные жаростойкие покрытия
для защиты лопаток турбин от высокотемпературной газовой коррозии. В
ВИАМ предложен и подробно исследован новый класс жаростойких покры-
тий конденсационно-диффузионного (К-Д) типа, позволивших значительно
увеличить ресурс лопаток высокотемпературных ГТД, работающих при экст-
ремально высоких температурах [67]. При освоении новых теплонапряжен-
ных ГТД с рабочими лопатками турбины высокого давления (ТВД) из сплава
ЖС26-ВНК возникла проблема защиты сплава от окисления при температу-
рах 1150— 1200°С. Было известно, что ограниченный запас А1 в конденсиро-
ванных покрытиях системы Ni—Сг—Al—Y, а также относительно высокая диф-
фузионная активность этих покрытий при высоких температурах в кон-
такте с жаропрочными сплавами не позволяют длительно использовать такие
покрытия при температурах свыше 1100°С. Ресурс лопаток ТВД с конденси-
рованным покрытием из сплава СДП-2 в таких условиях эксплуатации не
превышал 200 ч. Поиск новых, более жаростойких МК покрытий проводился
по следующим основным направлениям.
1.	Легирование конденсированных покрытий системы Me—Сг—А1 элемента-
ми, ограничивающими диффузионную активность сплава в контакте с жаропроч-
ным сплавом, и элементами, повышающими адгезию внешней защитной плен-
ки. В качестве этих элементов были использованы Hf, Та, W, Zr, Y, Re и др.
2.	Создание на границе сплав—покрытие барьерных слоев из карбидообра-
зующих элементов или из термодинамически стабильных соединений на их
основе (карбидов и оксидов).
3.	Формирование на поверхности сплава двухслойных композиций: внут-
ренний конденсированный слой из сплавов на основе Ni и внешний диффу-
зионный слой на основе легированного моноалюминида никеля.
4.	Создание многослойных композиций с внешним слоем из двуоксида
циркония (ZrO2), стабилизированного Y2O3.
Было исследовано более 70 вариантов покрытий, отличающихся между
собой как составом, так и конструкцией. Жаростойкость новых покрытий
сравнивалась с жаростойкостью сплава СДП-2 (базовое покрытие) при тем-
пературе испытаний 1150 и 1200°С.
Результаты испытаний образцов с покрытиями в условиях изотермической
выдержки в воздушной атмосфере печи и последующий их металлографичес-
кий анализ позволили сделать следующие выводы.
574
1.	Введение в МК конденсированные покрытия системы Me—Сг—Al—Y (О—
40%Сг; О—19%А1; 0—31%Со; О—0,5%Y; Ni — основа) дополнительного количе-
ства Y (до 5%), Hf (1%), Si (до 3%), Zr (до 2,8%) ведет к снижению жаро-
стойкости покрытия, причем в большей степени при наличии в покрытии
Со. Легирование покрытия СДП-2 Re (1%) незначительно увеличивает жаро-
стойкость покрытия в контакте со сплавом ЖС26, что связано с торможени-
ем диффузионных процессов между покрытием и основой.
2.	Покрытия с керметными, относительно толстыми (10—30 мкм) подсло-
ями в виде никелевой матрицы с включениями карбидов W или Сг и Si, а
также аналогичными подслоями с включением оксидов Al, Y, Zr и Ni и с
внешним слоем из покрытия СДП-2 толщиной 80 мкм имеют жаростойкость
на уровне жаростойкости покрытия СДП-2 без подслоя или выше на
15—20%, что также связано с частичным торможением диффузионных про-
цессов между покрытием и основой.
3.	Тонкие (20—40 мкм) внешние слои на основе керамики ZrO2(Y2O3)
повышают на -50% длительность экспозиции покрытия СДП-2. Однако ке-
рамические слои при 1150—1200°С разрушаются, и в их окалине присутствует
значительное количество а-А12О3, что свидетельствует об интенсивном взаи-
модействии керамического слоя с конденсированным подслоем.
4.	Наиболее высокими защитными свойствами обладают конденсационно-
диффузионные покрытия с внутренним слоем Ni—Сг—Al—(W;Ta)—Y и вне-
шним слоем из сплавов на основе А1 систем Al—Y; Al-Ni—Y; Al—Ni—Сг—Y,
которые при минимальном уровне удельного накопления массы от алюмини-
евого сплава в 40 г/м2 и толщине подслоя 80 мкм обеспечивают длитель-
ность экспозиции сплава с покрытием 100-120 ч при 1200°С до появления
первого дефекта на покрытии (точечная коррозия) и 500—550 ч при темпера-
туре 1150°С*. Отметим, что для базового покрытия из сплава СДП-2 эта про-
должительность составляет соответственно 30—40 и 70—100 ч.
5.	При температуре 1200—1250°С наиболее высокими защитными свойства-
ми обладают композиции по п.4, дополнительно содержащие на границе
сплав—покрытие тонкие (2—4 мкм) барьерные слои из карбида титана (хро-
ма). Время экспозиции таких покрытий до появления первого дефекта на
покрытии при 1250°С составляет - 100-120 ч.
Исследования К-Д покрытий на начальном этапе работ позволили на ос-
новании результатов испытаний на технологическом ГТД выбрать покрытие
типа СДП-2 + ВСДП-16(ВП), которое увеличило ресурс рабочих лопаток ТВД
указанного изделия в два раза по сравнению с базовым покрытием из сплава
СДП-2. В дальнейшем были разработаны и опробованы и другие К-Д по-
крытия специально для сплавов ЖС26У и ЖС32 (табл. 11.11).
Конденсационно-диффузионные покрытия, сформированные после ва-
куумного отжига при 1050— 1100°С, т = 3 ч, имеют характерное многозон-
ное строение. Во всех случаях внешняя зона покрытия состоит в основном
из р-фазы (> 90—95 %), легированной Сг и Y, и фазы на основе а-Сг. На
Мубояджян С.А., Будиновский С.А. и др. Способ защиты лопаток газовых турбин от
высокотемпературной коррозии. Патент РФ № 2033474, 20.04.95. Опубл, в БИ № 11;
Патент РФ № 1759037, 23.10.90.
575
Таблица 11.11. Сплавы для конденсационно-диффузионных покрытий
Покрытие	Состав и система сплавов для покрытия	Технические условия
СДП2+ВСДП-16(ВП)	[Ni - (18—22)Сг - (11,5- 13,5)А1 - - (0,1-0,6)Y] + ( Al - Ni - Y)	ТУ 812-0063-85 ТУ 1-595-27-187-84
ВСДП-8(ВП) + ВСДП-18(ВП)	(Ni-Cr-Al-W-Y-C) + + ( Al -Ni - Сг - Y)	ТУ 1-595-27-296-89
ВСДП-9(ВП) + ВСДП-18(ВП)	(Ni - Сг - Al - Y - Та) + + (Al - Ni - Cr - Y)	ТУ 1-595-27-378-91 ТУ 1-595-27-296-89
рис. 11.25 и 11.26 приведены микроструктуры покрытий, а в табл. 11.12 и
11.13 распределения А1 и Сг по зонам покрытия (% масс.).
Жаростойкость К-Д покрытий типа СДП-2 + ВСДП-16(ВП) с толщи-
ной конденсированного слоя 80 мкм и кт = 40—80 г/м2 при 1200°С на
базе 100 ч составляет 18—21 г/м2, а при 1150°С на базе испытаний 500 ч
составляет 20—25 г/м2. При увеличении величины удельного накопления
массы алюминиевого сплава, формирующего диффузионный слой покры-
та	и ц а 11.12. Состав покрытия по зонам (см. рис. 11.25)
Зона (см. фото)	Содержание элементов, % (масс.)							
	А1	Сг	Со	W	Та	Ti	Мо	Ni
1 (интегр.)	21,5	17,4	—	0,5	—	—	0,2	60,0
2 (локал.)	20,3	7,7	—	0,8	—	—	—	70,0
3 (интегр.)	11,9	33,0	0,5	—	—	0,3	0,5	54,2
4 (интегр.)	8,0	23,6	1,5	1,0	0,7	0,3	о,з	66,0
5 (локал.)	16,0	12,0	1,4	—	—	0,3	—	70,0
6 (локал.)	5,0	25,5	2,1	2,0	0,5	0,7	0,8	63,0
7 (локал.)	6,4	12,7	2,0	3,6	3,8	1,8	0,5	69,0
8 (интегр.)	4,2	10,9	7,8	7,9	3,9	2,6	2,0	60,5
Таблица 11.13. Состав покрытия по зонам (см. рис. 11.26)
Зона (см. фото)	Содержание элементов, % (масс.)								МПа
	А1	Сг	Со	W	Та	Ti	Мо	Ni	
1	21,7	9,5	0,5	—	1,3	—	—	67,0	6300
2	18,3	6,8	0,4	0,8	1,о	—	0,4	71,3	6300
3	14,7	14,5	0,8	1,0	2,0	—	0,4	65,2	6100
4	7,9	16,3	1,3	1,1	4,0	0,4	—	66,5	—
5	6,8	15,3	1,6	1,0	1,9	1,4	0,5	70,6	5500
6	5,8	19,4	1,3	2,5	2,0	5,2	0,8	62,5	5500
7	5,0	12,5	2,2	4,8	4,0	8,3	0,7	62,0	—
8	5,5	5,0	2,9	3,4	4,0	5,7	0,6	73,0	—
Микротвердость основы = 5000 МПа.
576
4
Рис. 11.25. Микроструктура (хбОО) и элементный состав по зонам покрытия (интеграль-
ные 10x10 мкм и локальные (~1 мкм) измерения) системы:
Ni-Сг-А1-У(СДП-2; 110 мкм) + NiAl (ВСДП-16(ВП); Am = 75 г/м2) (см. табл. 11.12).
Параметры покрытия: толщина 125 мкм; фазовый состав внешнего слоя p-NiAl;
остаточные напряжения в поверхностном слое о = 50±70 МПа
Рис. 11.26. Микроструктура (хбОО) и элементный состав по зонам (интегральные измере-
ния 10x10 мкм) покрытия системы:
Ti—С (2 мкм) + Ni-Cr-Al-Ta-Y (ВСДП-9(ВП); 100 мкм) + Ni-Al-Cr-Ta (ВСДП-18(ВП);
Ати = 75 г/м2) (см. табл. 11.13).
Параметры покрытия: толщина ПО мкм; фазовый состав внешнего слоя р-NiAl (легир.);
остаточные напряжения в поверхностном слое осж= 160 ± 90 МПа
тия, жаростойкость покрытия возрастает. Однако при температуре вакуум-
ного отжига 1050°С при увеличении \т свыше 80 г/м2 во внешней зоне
покрытия образуется легкоплавкая 5-фаза (Ni2Al3). Поэтому для случаев,
когда кт > 80 г/м2, разработан режим ступенчатого высокотемпературного
отжига, позволяющий избежать образование этой фазы. Следует отметить,
что жаростойкость К-Д покрытий на сплаве ЖС32 значительно превосхо-
дит жаростойкость этих покрытий на сплаве ЖС26. Так, для покрытий
СДП-2 + ВСДП-16 и ВСДП-9 + ВСДП-18 толщиной ~90 мкм на сплаве
ЖС32 удельный прирост массы при изотермической выдержке в течение
1000 ч в воздушной атмосфере печи при 1200°С равен соответственно 12—15
и 5—9 г/м2 (рис. 11.27).
В работе исследовано влияние К-Д покрытий на прочностные характери-
стики жаропрочных сплавов ЖС26 и ЖС32 (табл. 11.14).
577
Таблица 11.14. Влияние К-Д покрытий на механические характеристики ЖС с НК структурой
Сплав	Покрытие	Длительная прочность	Предел выносливости	Термостойкость, цикл
при 1100°С	МПа,	(продолжительность
сгт1100, МПа, при т, ч	на базе 7V=2- 107 цикл,	нагрева и охлаждения
при температуре, °C	1 мин), при испытаниях
по режиму, °C
	10	100	500	1000	20	900	1000	1100	1100<->200	1200< >200
ЖС26-ВНК	Без покрытия	—	85	45	38	200	310	—	—	520	—
СДП-1	—	—	—	—	—	—	—	—	400-450	—
СДП-2+ВСДП-16(ВП)	—	95	58	41	280	300	—	—	1500	600-650
ЖС32-ВНК	Без покрытия	190	125	—	—	—	—	—	190	1300	—
ВСДП-9 + ВСДП-18	190	125	—	—	—	—	—	170*	—	1000**
ЖС32										
<001>	Без покрытия	—	—	—	—	—	—	270	—	1160	—
00	ВСДП-9+ВСДП-18	—	—	—	—	—	—	300	—	1860	—
<111>	Без покрытия	—	—	—	—	—	—	320	—	510	—
ВСДП-9+ВСДП-18	—	—	—	—	—	—	290	—	750	—
* Снижение предела выносливости образцов с покрытием находится в пределах разброса среднего значения этой величины для дан-
ного вида испытаний.
** Образцы сняты с испытаний без трещин на поверхности.
Результаты, приведенные в табл. 11.14, показывают, что при больших ба-
зах испытаний К-Д покрытия позволяют увеличить предел длительной проч-
ности жаропрочных сплавов, не оказывают заметного влияния на предел вы-
носливости сплавов (рис. 11.28) и значительно повышают их термостойкость.
Исследования малоцикловой усталости сплава ЖС26 с покрытиями СДП-2 и
сдп -2 + ВСДП-16 по методике ЦИАМ при мягком отнулевом пилообраз-
ном режиме нагружения образца при температуре 950°С показали, что по-
крытие СДП-2 + ВСДП-16 практически не влияет на долговечность сплава с
покрытием (увеличение на 20—30%), а покрытие СДП-2 повышает ее в
2—3 раза (рис. 11.29). Высокие защитные свойства К-Д покрытий обусловле-
ны особенностью их строения. Эти покрытия можно отнести к классу гради-
ентных покрытий, имеющих существенно неоднородное распределение леги-
рующих элементов по толщине.
Исследован процесс осаждения К-Д покрытий и разработана нормативно-
техническая документация (ТР, ТУ), позволившая внедрить процесс в серий-
ное производство. Технологический процесс их получения включает допол-
нительную операцию по
нанесению на конден-
сированное покрытие
слоя сплава на основе
алюминия с заданным
удельным накоплением
массы на поверхности
пера лопатки. Примене-
ние высокотемператур-
ных К-Д покрытий уве-
личило ресурс лопаток
турбин современных
ГТД в 2—3 раза по
сравнению с конденси-
рованным покрытием
из сплава СДП-2.
Рис. 11.27. Жаростойкость
композиций жаропрочный
сплав—конденсационно-
диффузионное покрытие:
а, б — выдержка в печи;
в — циклическое окисле-
ние по режиму: 1200<=>50°С
(тнагр — 45 с, твыд — 60 с,
тохл = 25 с); сг = 30 МПа
(охлаждение сжатым
воздухом)
579
Рис. 11.28. Сопротивление усталости сплава ЖС26-ВНК и композиций сплава с конденси-
рованным (СДП-1) и конденсационно-диффузионным покрытием [СДП-2 + ВСДП-16(ВП)]:
1 - СДП-2 (80 мкм) + ВСДП-16 (40 г/м*);
2 - СДП-2 (40 мкм) + ВСДП-16 (40 г/м2);
3 - СДП-2 (100 мкм) + ВСДП-16 (80 г/м2)
Рис. 11.29. Сопротивление малоцикловой усталости сплава ЖС26-ВНК и композиции спла-
ва ЖС26-ВНК с конденсированным и конденсационно-диффузионным покрытием:
— — сплав ЖС26-ВНК (без покрытия);
о - сплав ЖС26-ВНК + СДП-2 (80 мкм) + ВСДП-16 (40 г/м2);
- х - - сплав ЖС26-ВНК + СДП-2
В целом можно отметить, что рассмотренные покрытия имеют значитель-
но более высокие защитные свойства по сравнению с обычными конденси-
рованными покрытиями, что обусловило их широкое использование в про-
мышленности. Применение К-Д покрытий на лопатках турбин ГТД, работа-
ющих при более низких температурах (1000— 1100°С), вместо обычных,
конденсированных МК, позволяет многократно увеличить их ресурс.
Ионно-плазменные коррозионностойкие покрытия для защиты лопаток тур-
бин от сульфидно-оксидной коррозии. Повышение температуры рабочих газов
в ГТД и переход к сплавам с НК структурой снизило остроту проблемы за-
щиты лопаток авиационных турбин от сульфидно-оксидной коррозии, так
как этот вид коррозии развивается при температурах тела лопатки < 950°С.
Эта проблема сохранилась для малоразмерных ГТД вспомогательного назна-
чения и ГТД наземного применения (силовой привод для танков, электро-
станции быстрого развертывания и т.д.), работающих на дизельном топливе,
содержащем серу. В последнее время в авиационной промышленности были
начаты работы по модернизации ГТД с целью их использования в качестве
силовых агрегатов для стационарных ГТУ (турбокомпрессоры, электростан-
ции и т.д.). Повышение ресурса таких агрегатов до 20 тыс. ч и более до-
стигается путем снижения температуры рабочих газов, и поэтому проблема
защиты лопаток турбин от сульфидной коррозии вновь приобрела актуаль-
ность, так как покрытия, стойкие к высокотемпературному окислению,
имеют низкую стойкость к сульфидной коррозии. Проблема замены по-
крытия на лопатках турбин при модернизации авиационных ГТД усугубля-
ется тем, что к покрытию, наряду с требованием обеспечения высокого
580
ресурса, предъявляются требования по его толщине, которая не должна
превышать 100—120 мкм. Отметим, что проблема обеспечения ресурса по-
крытия на лопатках стационарных турбин достигается в основном за счет
большой толщины покрытия (200—300 мкм). Поэтому защитное покрытие
для лопаток турбины авиационных ГТУ, стойкое к сульфидной коррозии,
должно обладать требуемой долговечностью при ограниченной толщине, а
также иметь высокую термостабильность в контакте с жаропрочным кор-
розионностойким сплавом с целью максимального сохранения несущего се-
чения лопатки в процессе ее эксплуатации и при последующем ремонте
покрытия. Для решения изложенных задач в ВИАМ проведены работы по
созданию новых ионно-плазменных покрытий, стойких к сульфидно-оксид-
ной коррозии.
Известно большое многообразие покрытий, стойких к сульфидной корро-
зии. Это покрытия системы Me—Сг—Al—Y, покрытия этой же системы, до-
полнительно легированные элементами Si, Та, Hf и др., а также различные
легированные алюминидные покрытия, в том числе Pt-алюминидные покры-
тия. Однако выбрать состав покрытия по имеющимся в литературе данным
не представляется возможным, так как условия эксплуатации и испытаний
этих покрытий различаются. В этой связи была выбрана единая, жесткая,
«тигельная» методика испытаний образцов с покрытием на коррозионную
стойкость. Согласно этой методике цилиндрические образцы (диаметром 10
мм, длиной 40 мм) с покрытиями испытываются на циклическую коррозион-
ную стойкость, погруженные на половину своей длины в расплав чистой
Na2SO4 или смеси Na2SO4+NaCl. Продолжительность цикла составляет
20—30 ч, температура испытаний 900°С. После каждого цикла испытаний об-
разцы отмываются от солевой среды, осматриваются и взвешиваются. Долго-
вечность покрытия оценивается по продолжительности выдержки в коррози-
онной среде до появления первого дефекта на покрытии, а также металло-
графическим анализом и при необходимости другими видами анализов
(МРСА, РСА). Исследовано более 60 вариантов покрытий четырех типов: диф-
фузионные алюминидные; легированные покрытия системы Ni-Cr-Al-Y; леги-
рованные покрытия системы Со—Сг—Al—Y и двухслойные конденсационно-
диффузионные покрытия системы Me—Сг—А1(У)+легированное соединение
NiAl. Испытания образцов по единой методике показали, что среди диффу-
зионных алюминидных покрытий, полученных из А1 сплавов, легированных
Si и Y в пределах соответственно (4,5—15)% и (1—11)%; Si, Сг и Y в пределах
(0-9)%, (2-8,9)% и (1,25-6,3)%; Si, Ni и В в пределах (5-14)%, (5-10)% и
(0,2—2)%, наиболее высокими защитными свойствами обладают покрытия из
сплавов системы Al—Si—Y с содержанием кремния (13—15)% и Y~l%, Долго-
вечность этих покрытий не превышает 200 ч и находится на уровне обычных
алюминидных покрытий, полученных насыщением в порошках (долговечность
которых составляет в среднем 100 ч). Долговечность конденсированных по-
крытий из сплавов системы Ni-Cr-Al-Y, легированных Сг (18-46)%; Со
(17,7-31)%; А1 (0-13,5)%; Si (0-3)%; Y (0-0,3)%; Re (0-2)%, не превышает
400—450 ч, причем наибольшая долговечность достигается у сплавов системы
Ni-Co-Cr-Al-Y, содержащих (18-31)%Со, (18-22)%Сг и (11-13,5)%А1. Сре-
ди сплавов на основе кобальта, в том числе Со-35Сг; Co-40Cr—3,9Si;
581
Co-25,2Cr-4Mo; Co-24,7Cr-6,5Al-0,32Y; Co-25,5Cr-9,55Al-0,05Y;
Co-25,5Cr-7,7Al-3,2Hf; Co-25Cr-5,4Al-13,8Ni-5,2Ta-0,15Y, наибольшую
долговечность имеют покрытия из сплава Со—40Сг— 3,9Si (250 ч) и
Со—25Сг—5,4А1—13,8Ni—5,2Та—0,15Y (-300 ч). Значительно более высокой
долговечностью обладают двухстадийные конденсационно-диффузионные по-
крытия. Часть данных по долговечности таких покрытий на сплаве ЖС6У,
имеющих высокую стойкость к сульфидной коррозии, представлены в табл.
11.15.
Из результатов, представленных в табл. 11.15, видно, что наиболее высоки-
ми защитными свойствами обладают композиции на основе сплава СДП-1 и
внешнего слоя на основе алюминиевого сплава системы Al—Si—Ni— В. Харак-
терная микроструктура таких К-Д покрытий приведена на рис. 11.30. Таким
образом, легирование внешнего алюминидного слоя Si и В в К-Д покрытиях
позволяет значительно (в 2—3 раза и более) повысить коррозионную стой-
кость таких покрытий в средах Na2SO4 и Na2SO4+NaCl по сравнению с из-
Таблица 11.15, Влияние легирования исходных сплавов для покрытий на долговечность композиций К-Д покрытие—жаропрочный сплав ЖС6У		
Состав исходных материалов покрытия	Толщина покрытия, мкм	Долговечность, ч
Серийное алитирование	53	80-120
СДП-2 (Ni-19,5Cr-13,2Al-0,3Y)	58	50-80
СДП-1 (Ni-17,7Со-19,ЗСг— 13,2А1-0,15Y)	67	285-460
Со-40Cr- 3,9Si	60	185-320
Co-24,7Cr-6,5Al-0,32Y	55	85
Co-25,5Cr-7,7Al-3,2Hf	52	150-200
(Со—35Сг) + (Al- 14Si— 1,25Y)	50	420-500
Co-25, lCr-5,4Al-13,8Ni-5,16Ta-0,15Y	60	160-380
Ni-45,8Cr	58	280-420
Ni-37,lCr- 5,5A1-2,93Si	50	205
Ni-30,8Co-19,lCr-12,lAl-0,29Y	55	320-480
Ni- 19,lCr- 13,3A1—0,98Re-0,3Y	50	300-400
(Co-25,5Cr-9,55Al-0,05Y) + (Al-14Si-l,25Y)	45	680
(Co-25Cr-5,4Al-13,8Ni-5,2Ta-0,15Y) + (Al-14Si-l,25Y)	55	460-540
СДП-l (Ni-20Co-20Cr- 12A1-0,3Y) + (Al—14Si—1,25Y)	70	620-1150
СДП-1 + (Al-5,15Cr-6,3Y)	75	500-1570
СДП-1 + (Al-9,8Si-5,4Ni-0,73B)	70	930-1000
СДП-1 + ВСДП-13	70	970-1000
СДП-1 + (Al-9,8Si-9,75Ni-2B)	60	840—>880
СДП-1 + (Al-8,5Si—6,5Ni-0,95B)	75	>1600-1790
(Ni-20Co-18Cr-13,4A1-1,05Re-0,11Y) + + (Al- 8,5Si—6,5Ni-0,95B)	65	900-1000
582
Рис. 11.30. Микроструктура (х500) и распределение элементов в покрытии СДП-1 +
+ Ni—Al—Сг—Si—В, предназначенном для защиты жаропрочных сплавов от сульфидно-
оксидной коррозии (граница основы перед осаждением покрытия подвергнута травлению
ионами Аг)
вестными коррозионностойкими покрытиями систем Ni—Co-Cr-Al-Y и
Co(Ni)—Сг—Al—Y и многократно по сравнению с серийными покрытиями из
сплава СДП-2 и СДП-2 + ВСДП-16(ВП) (рис. 11.31). Двухслойные покры-
тия, наряду с высокой коррозионной стойкостью, имеют высокую жаростой-
кость при температурах до 1050— 1100°С, значительно превосходящую жаро-
стойкость конденсированных покрытий, не снижают механических характе-
ристик жаропрочных сплавов и могут быть успешно использованы как Для
защиты лопаток турбин промышленных ГТУ, так и для стационарных турбин
на базе авиационных ГТД, а также малоразмерных ГТД, работающих на ди-
583
Рис. 11.31. Стойкость к сульфидной коррозии покрытий из СДП-2 (7), СДП-2 + ВСДП-
16(ВП) (2) и покрытия СДП-1 + Ni-Al-Cr-Si-B (2):
7, 2 - сняты с испытаний (коррозионные язвы); 3 — снят с испытаний без повреждений
зельном топливе. Так, испытания двухслойного К-Д покрытия в составе тех-
нологического изделия показали преимущества такого покрытия, которое
позволило повысить ресурс рабочих лопаток ТВД более чем в 3 раза по срав-
нению с покрытием из сплава СДП-1.
В целом можно отметить, что исследования в области покрытий, стойких
к сульфидно-оксидной коррозии, позволили разработать оригинальное кор-
розионностойкое покрытие1 из сплавов систем Ni—Со—Сг—Al—Y + Al—Si—Ni—
В, имеющее стойкость ~ 1800 ч в расплаве Na2SO4 и более 100 ч — в распла-
ве Na2SO4+25%NaCl при толщине покрытия ~ 100 мкм. Следует отметить,
что разработанное К-Д покрытие значительно превосходит по своим пара-
метрам защитные свойства известных многокомпонентных покрытий на ос-
нове сплавов системы Me—Сг—Al-Y.
Теплозащитные покрытия, получаемые методом ВПТВЭ
Метод ВПТВЭ позволяет осаждать керамические слои из ZrO2 • Y2O3 при
помощи плазмохимии высоких энергий путем подачи в плазму сплава Zr—Y
кислорода при давлении —1,33 • 10’2 Па (~10-4 торр). Микроструктура та-
ких покрытий представлена на рис. 11.32. Фазовый анализ покрытий пока-
зывает, что в зависимости от содержания Y в исходном сплаве возможно
получение термостабильных кубической или тетрагональной + кубической
модификаций диоксида циркония (ZrO2), используемой в теплозащитных
покрытиях.
Исследования выявили, что ионно-плазменные ТЗП со связующим слоем
Me—Сг—Al—Y обеспечивают жаростойкость в контакте со сплавом ЖС26-ВНК
в течение > 150 ч при 1100°С и до 60 ч при температуре 1200°С и имеют
относительно низкую термостойкость, что ограничивает возможность их при-
менения на лопатках ГТД. Основной причиной этого является высокая плот-
ность ионно-плазменного керамического слоя и равноосная субмелкозерни-
стая их структура, что не позволяет компенсировать значительные напряже-
ния, возникающие в керамическом слое при нагреве и охлаждении
1 Мубояджян С.А., Помелов Я.А., Сучкова Е.М. Способ получения комбинированного
жаростойкого покрытия. Патент РФ № 1658652, 08.04.88.
584
Рис. 11.32. Микроструктура (х500) ионно-плазменного теплозащитного покрытия (в исход-
ном состоянии) системы Ni—Cr-Al-Y (СДП-2) + ZrO2*Y2O3 (Zr—9,5%Y) на сплаве
ЖС26-ВНК
Рис. 11.33. Микроструктура (х200) многослойного ТЗП (в исходном состоянии) системы
Ni-Cr-Al-W-C-Y [ВСДП-8(ВП) + Ni-Al-Cr-Y (ВСДП-18(ВП)] + Ni-Al (ВКНА) +
(ZrO2 Y2O3 + SiO2 + NiO) с ионно-плазменным подслоем
композиции сплав—покрытие. Получение работоспособной структуры кера-
мического слоя требует изыскания специальной термообработки композиции
сплав—покрытие с целью получения трещин в покрытии и (или) осаждения
керамики при косвенном нагреве основы до высоких температур (~1000°С),
что неосуществимо в существующем промышленном оборудовании. Для ре-
ализации процесса требуется создание нового класса ионно-плазменного обо-
рудования, а также разработка промышленной технологии получения сплава
Zr-(10— 15%)Y и трубных катодов из него.
Метод ВПТВЭ успешно используется при получении плотных подслоев
из сплавов системы Me—Сг—Al—Y для ТЗП с внешним керамическим слоем,
наносимым плазменным напылением или электронно-лучевым осаждением.
Такие покрытия имеют двух-трехзонное строение и содержат защитный ион-
но-плазменный слой, предохраняющий жаропрочный сплав от окисления,
промежуточный связующий и внешний керамический слои, наносимые плаз-
менным напылением (рис. 11.33), или внешний керамический слой, наноси-
мый методом электронно-лучевого напыления (ЭЛН). Эти покрытия имеют
значительные преимущества по сравнению с обычными плазменными ТЗП
благодаря предотвращению окисления основы и уменьшения оксидов в свя-
зующем слое, что обеспечивает увеличение в 2—3 раза долговечности трех-
слойных плазменных ТЗП и позволяет снизить в два раза трудоемкость по-
лучения ТЗП с внешним электронно-лучевым керамическим слоем. Некото-
рые характеристики трехслойных ТЗП приведены ниже.
585
1.	Система покрытия . . . СДП-2 (ВПТВЭ) + Ni-Al—Сг—Y+ ZrO2 • Y2O3+SiO2+NiO
2.	Теплопроводность покрытия, Вт/(м • град):
при 20°С............................................................ 0,62
при 1200°С........................................... 0,80
3.	Прочность сцепления керамического слоя 5=200 мкм, кгс/см2........ —150
4.	Жаростойкость при 1100°С за 300 ч, г/м2, сплава ЖС6У:
с покрытием.......................................................... +18
без покрытия......................................... —140
5.	Термическая стойкость в продуктах сгорания авиационного топлива
при 1100<->200°С (тн= т0= 1 мин), цикл:
сплава ЖС32-ВНК (образцы клиновидные)
без покрытия................................................... 520
с покрытием............................................1100
сплава ВЖ155 (образцы в виде диска диаметром 80 мм
с центральным отверстием диаметром 8 мм)
без покрытия.......................................... 190
с покрытием........................................... 550
6.	Эрозионная стойкость (унос массы керамического слоя), %
клиновидные образцы (сплав ЖС32-ВНК с покрытием)
после 1000 циклов испытаний.......................................... ~10
образцы диаметром 80 мм (сплав ВЖ155 с покрытием)
после 550 циклов испытаний...................................... ~5
Разработанное комбинированное теплозащитное покрытие, получаемое
методом ВПТВЭ и плазменным напылением, можно успешно использовать
на деталях горячего тракта ГТД (жаровые трубы, элементы камеры сгорания
и т.д.), а также на лопатках турбин после финишной обработки поверхности
покрытия, позволяющей в 2—3 раза снизить параметры шероховатости Ra и
Rz этой поверхности.
Основы конструирования защитных покрытий
на лопатках турбин теплонапряженных ГТД
Для авиационных двигателей 4-го и 5-го поколений характерно значитель-
ное повышение тепловой напряженности лопаток ротора и статора турбины
первой и второй ступени, что в ряде случаев потребовало применения для
ротора лопаток новых жаропрочных сплавов с направленной и монокристал-
лической структурой и более высокотемпературных защитных покрытий. Зна-
чительное возрастание уровня рабочих температур в лопатках турбин привело
к возникновению на профиле пера лопаток различных зон, отличающихся
друг от друга уровнем температур, напряжений и знаком этих напряжений.
Так, в «холодных» зонах пера лопатки высокий уровень термических напря-
жений приводит к преждевременному появлению термоусталостных трещин
или сетки трещин (фрагментация покрытия). При этом на «горячих» участ-
ках пера лопатки, для которых характерно возникновение в покрытии напря-
жений сжатия, наблюдается преждевременное интенсивное окисление покры-
тия из-за достаточно высокого уровня температур (> 1150°С). В таких случаях
подбор защитного покрытия переходит в разряд неразрешимой проблемы,
586
решение которой, как показали разработки, проведенные в ВИАМ, возможно
путем «конструирования» покрытия. При этом под термином «конструирова-
ние» покрытия понимается либо профилирование толщины покрытия по зо-
нам на поверхности пера лопатки, либо использование покрытий различного
типа в зависимости от условий их работы в этих зонах (рис. 11.34). Принцип
конструирования покрытия, предложенный ВИАМ и реализованный в про-
мышленности, заключается в следующем.
1.	На стадии экспериментального исследования и доводки ГТД в процессе
опробования и выбора защитных покрытий для лопаток турбины проводится
анализ состояния покрытий после длительных испытаний и определяются
б
Рис, 11,34, Конструирование покрытий (х500) на рабочих лопатках ТВД изд. «88» (д) и
изд. «99» третьей серии (б):
1 — конденсированное покрытие из сплава СДП-2; 2 — конденсационно-диффузионное
покрытие СДП-2 + ВСДП-16 (ВП); 3, 4 — диффузионные покрытия разных толщин из
сплава ВСДП-11 (ВП)
587
покрытия, имеющие наиболее высокие защитные свойства на лопатках теп-
лонагруженных ступеней турбины.
2.	Подробно исследуется состояние опробованных покрытий после нара-
ботки на технологическом изделии, выявляются дефекты на покрытиях и
причины их возникновения. Полученные результаты сопоставляются с реаль-
ным тепловым и напряженным состоянием пера лопатки, и определяются
зоны на поверхности пера лопаток, отличающиеся между собой уровнем ра-
бочих температур, напряжений и состоянием покрытия на них.
3.	Определяются требования к защитному покрытию по зонам на поверх-
ности пера лопатки.
4.	Проводится выбор типа покрытия для каждой из зон из числа покры-
тий, прошедших опробование в составе технологического изделия.
5.	Разрабатывается технологический процесс нанесения покрытий по зо-
нам на пере лопатки, и покрытия наносятся на опытную партию лопаток
для испытания в составе технологического изделия.
6.	После опробования опытных вариантов покрытий в составе изделия и
анализа поведения покрытий на лопатках турбины принимается решение о
внедрении данного типа и конструкции покрытия на лопатки конкретного
ГТД.
Предложенный принцип конструирования покрытий на лопатках турби-
ны нашел применение на двух типах ГТД 4-го поколения, что позволило
значительно увеличить ресурс лопаток этих двигателей. Так, на рабочих ло-
патках ТВД в процессе доводки одного из ГТД наблюдались две характер-
ные зоны с отличным друг от друга уровнем рабочих температур и напря-
женного состояния. Первая зона охватывала радиус входной кромки лопат-
ки. Исследования показали, что в этой зоне уровень длительно действующих
температур составляет 1150— 1170°С (при забросах температуры до ~1200°С
на переходных режимах). Вторая зона располагалась в районе выходной
кромки лопатки в прикомлевой ее части. В этой зоне наблюдался большой
уровень термических напряжений при относительно низкой температуре
~ 1050°С. Для первой зоны характерным был разгар покрытия из-за низкой
его жаростойкости, а для второй - образование трещин термоусталости. Та-
ким образом, теплонапряженное состояние пера лопаток не позволяло выб-
рать один тип покрытия, обеспечивающего их работоспособность. Было
предложено защищать всю лопатку покрытием из сплава СДП-2 ограничен-
ной толщины (до 80 мкм), показавшего при предварительном опробовании
наиболее высокие защитные свойства, а входную кромку К-Д покрытием
СДП-2 + ВСДП-16(ВП), имеющим высокую жаростойкость при температу-
рах до 1200°С. Был разработан технологический процесс для двухстадийного
нанесения такого покрытия, причем второй слой наносится локально только
на зону входной кромки лопатки через технологическую маску, закрываю-
щую часть пера лопатки, не подлежащую покрытию. Аналогичным образом
была решена проблема защиты монокристаллических рабочих лопаток ТВД
ГТД, на которых наблюдалась фрагментация покрытия в зоне, примыкаю-
щей к входной кромке лопатки, при одновременном исчерпании защитных
свойств покрытия на входной кромке, где уровень длительно действующих
температур достигает 1050°С. В этом случае применение тонкого (~30 мкм)
588
ионно-плазменного диффузионного покрытия из сплава ВСДП-11(ВП) по
всей поверхности пера лопатки при повышенной толщине этого же покры-
тия на радиусе входной кромки лопатки (~50 мкм), наносимого локально,
обеспечило требуемый ресурс этих лопаток. Конструирование покрытия в
данном случае позволило устранить образование трещин термоусталости
(слой ограниченной толщины) и исчерпание защитных свойств покрытия
на входной кромке (слой повышенной толщины) в течение заданного ре-
сурса.
В целом можно отметить, что применение принципа конструирования
покрытия на лопатках турбины стало возможным благодаря высокой техно-
логичности ионно-плазменного процесса нанесения покрытий и новым раз-
работкам в области высокотемпературных ионно-плазменных жаростойких
покрытий.
4. Покрытия для защиты внутренней полости
охлаждаемых лопаток ГТД
Проблемы повышения мощности, надежности и долговечности ГТД
неотъемлемо связаны с работоспособностью сопловых и рабочих лопаток ГТД.
Современный уровень рабочих температур и мощности ГТД во многом
определяется применением охлаждаемых лопаток турбин. Исследование по-
вреждаемости лопаток показало, что достигнутые эксплуатационные темпе-
ратуры порождают окисление поверхности охлаждаемых каналов внутренней
полости лопаток. Поэтому на поверхность внутренней полости лопаток тур-
бин необходимо нанесение защитных покрытий. Условия работы внутрен-
ней полости лопаток отличаются от условий работы наружной поверхности,
и соответственно к покрытиям внутренней поверхности предъявляются не-
сколько иные требования. Поверхностные слои в каналах охлаждения и во
внутренней полости работают в условиях динамического контакта со скоро-
стным воздушным потоком. Покрытия по внутренней полости должны об-
ладать защитными свойствами в условиях воздушно-окислительной среды
при рабочих температурах до 1000— 1050°С, а также высокой термической
пластичностью, — определяющими условиями работы таких покрытий явля-
ются постоянные теплосмены. Из условий работы поверхностного слоя по
внутренней полости лопатки следует, что в таких условиях работоспособны
алюминидные диффузионные покрытия на основе NiAl—Ni3Al с относитель-
но невысоким (не более 22-24%) содержанием алюминия.
Методы получения защитных покрытий на поверхности
внутренней полости лопаток ГТД
В настоящее время нет единой технологии, позволяющей создавать по-
крытия, которые бы достаточно эффективно защищали одновременно наруж-
ную и внутреннюю поверхности охлаждаемых лопаток от высокотемператур-
ного окисления. Сложная конфигурация внутренней полости лопаток затруд-
няет, а в некоторых случаях делает невозможным использование
589
традиционных методов нанесения покрытий, применяемых для защиты на-
ружных поверхностей лопаток.
Для нанесения покрытий на поверхность внутренней полости лопаток
используются два метода: нанесение из смеси порошков и через газовую
фазу — газовое циркуляционное алитирование внутренней поверхности.
Первые опыты нанесения покрытия по внутренней полости относятся к
70—80-м годам: была изучена возможность нанесения покрытия по внутрен-
ней полости лопатки при алитировании в ферроалюминиевой лигатуре с хло-
ристым аммонием.
При алитировании лопаток со сквозной внутренней полостью в нее спе-
циально засыпалась смесь (свободно без набивки) и далее лопатки подверга-
лись алитированию в контейнере со смесью. После разгрузки, удаления сме-
си и отжига проводился анализ покрытия, полученного на наружной и внут-
ренней поверхностях. Было установлено, что фактически по всей высоте
лопатки (внутренней полости) происходит насыщение поверхности и полу-
ченные алитированные слои имеют несколько меньшую (на 25-30%) толщи-
ну (по сравнению с покрытиями на наружной поверхности лопатки) и мень-
шее (на 3—4%) содержание алюминия. По-видимому, это связано с меньшим
объемом реагирующей смеси в замкнутом пространстве (во внутренней поло-
сти лопатки). Но использование такого способа возможно было лишь на том
этапе, когда геометрия внутренней полости проста и обеспечен доступ хло-
ридов. Для современных лопаток турбин применение такой технологии ис-
ключено.
В настоящее время в промышленности для защиты внутренней полости
охлаждаемых лопаток применяются два процесса: хромоалитирование из
смеси порошков (разработка Академии им. Н.Е. Жуковского [4, 15, 68, 69])
и газовое циркуляционное алитирование (разработка УПИ им. С.М. Кирова
[70-71]).
Порошковое хромоалитирование внутренней полости лопатки. Хромоалитирова-
ние поверхности внутренней полости лопатки производится при засыпке на-
сыщающей смеси во внутреннюю полость и при условии изоляции всех дру-
гих поверхностей от возможного попадания или высыпания смеси. Нагрев
для формирования покрытия производится в безокислительной среде, или
аргоне, или вакууме, чтобы не допустить окисления по замковой части лопаток.
Основными факторами, определяющими качество покрытия, являются:
состав и подготовка смеси; температура процесса; продолжительность выдерж-
ки; давление в вакуумной печи; чистота поверхности внутренней полости
лопатки перед нанесением покрытия; полнота наполнения внутренней поло-
сти лопатки порошковой смесью.
Хромоалитирование производится в смеси порошков: А1, Сг и А12О3. Смесь
порошков перед применением проходит специальную подготовку — двойную
прокалку. Первая прокалка проводится в вакууме при температуре 1000°С,
вторая — с добавлением NH4C1 в открытой печи при продувке аргоном (так-
же при температуре 1000°С).
Порошковая смесь, применяемая при хромоалитировании, обладает хоро-
шей «текучестью», т.е. хорошо заполняет внутреннюю полость сложной гео-
590
метрии и не спекается в процессе прокалки и нагрева при формировании
покрытия. Кроме того, такая смесь довольно стабильна в производстве —
обеспечивает получение слоев необходимой толщины.
Внутренняя полость лопатки перед нанесением покрытия подвергается
очистке — гидроабразивной обработке, обезжириванию и просушке. На по-
верхности, подвергающейся диффузионной обработке, не допускается нали-
чие оксидов.
Наполнение внутренней полости лопатки рабочей смесью происходит че-
рез отверстие в замке. Отверстия в замке после заполнения полости лопатки
порошком закрываются шнуровым асбестом.
Сам процесс насыщения (хромоалитирования) проводится в вакуумной
печи при температурах - 1000°С ( для сплавов типа ЖС6У) или ~ 1030°С
(для сплавов типа ЖС26, ЖС26У), продолжительность выдержки при темпе-
ратуре насыщения ~ 4—6 ч. Формирование покрытия происходит при нагреве
в вакууме за счет испарения алюминия, или контактной диффузии, или с
участием небольшого количества хлоридов. При воздействии хлоридов про-
исходит и дополнительная очистка поверхности — подтравливание и, следо-
вательно, более надежное формирование покрытия.
После насыщения проводится диффузионный отжиг при температурах
1000—1030°С в течение 4 ч. Диффузионный отжиг обычно совмещается с
отжигом покрытия, нанесенного на внешнюю поверхность лопатки.
Полученный слой алюминидного покрытия имеет строение, характерное
для алюминидных покрытий жаропрочных никелевых сплавов. Внешняя зона
покрытия состоит из p-фазы, обогащенной никелем (рис. 11.35). Содержание
алюминия ~ 20% (масс.), хрома ~2—5% (в зависимости от легирования ос-
новного материала, из которого изготовлены лопатки). Внутренняя зона слоя
имеет гетерофазное строение: матрица — p-фаза и выделение избыточных
карбидных фаз на основе тугоплавких металлов, легирующих данный сплав
(Сг, W, Мо, Nb). Глубина слоя ~ 25—30 мкм.
Изучено влияние хромоалитированного покрытия на свойства жаропроч-
ных никелевых сплавов ЖС6У, ЖС26, ЖС26У: жаростойкость при темпера-
турах 1000—1050°С; длительную прочность; термостойкость. Покрытие обес-
Рис. 11.35. Микроструктура
(х500) покрытия, полученного
по внутренней полости лопат-
ки из сплава ЖС32 в смеси с
7% А1:
1	- внешняя зона,
А1 « 18-20%, Сг < 2,5%;
2	— внутренняя зона,
А1 « 11-12%, Сг < 5 %;
3	— основа
591
печивает защиту от окисления изученных сплавов при температурах до
1000°С; не оказывает влияния на длительную прочность, усталостные харак-
теристики сплавов; на сплавах с покрытием наблюдается значительное (в 1,5
раза) повышение термической усталости.
Покрытие нашло применение в промышленности для защиты от окисле-
ния лопаток турбин современных высокооборотных ГТД (на наружную по-
верхность лопатки покрытие наносится методом ионно-плазменного напы-
ления).
С целью повышения защитных свойств хромоалитированного покрытия
содержание алюминия в порошковой смеси можно повышать, что позволяет
увеличить содержание алюминия в наружной зоне покрытия до 20—22%; кро-
ме того, в порошковую смесь для хромоалитирования вводятся соединения
гафния. Оптимизация состава смеси позволяет повысить работоспособность
покрытия в 1,5 раза, так как увеличение содержания алюминия в слое при-
водит к значительному повышению его жаростойкости.
Технология, разработанная ВВИА им. Н.Е. Жуковского, требует вакуум-
ного оборудования, а также отличается сложностью приготовления рабочих
порошковых смесей и большой трудоемкостью при засыпке и очистке внут-
ренней полости лопаток от насыщающей порошковой смеси. При этом при-
сутствие остатков смеси во внутренней полости лопаток недопустимо.
Газовое циркуляционное насыщение внутренней полости лопаток. В настоя-
щее время в УПИ им. С.М. Кирова разработана установка и технологичес-
кий процесс нанесения защитных покрытий неконтактным газовым методом,
позволяющим получить покрытия на охлаждаемых лопатках с любой конфи-
гурацией внутренней полости. Для получения циркуляционным газовым ме-
тодом качественного и равномерного покрытия разработана и изготовлена
промышленная установка, в которой реализована идея принудительной цир-
куляции насыщающей газовой фазы как вокруг наружных поверхностей, так
и по внутренним полостям охлаждаемых лопаток.
Установка состоит из герметичного жаропрочного муфеля, установленного
в электропечь, снабженную источником электропитания и блоком регулиро-
вания температуры (рис. 11.36). Циркуляция газовой среды осуществляется
при помощи центробежного вентилятора, расположенного в верхней части
муфеля. Источником алюминия при получении алюминидного покрытия дан-
ным методом служит порошок сплава Fe—Al. Основными параметрами, опре-
деляющими структуру и свойства получаемых покрытий, являются: состояние
насыщающей смеси, температура и продолжительность процесса, условия
циркулирования газовой среды. Одним из основных параметров является ак-
тивность насыщающей среды, характеризующаяся отношением поверхности
насыщаемого элемента (площади порошка Fe—Al) к поверхности насыщае-
мых деталей.
Технологический процесс нанесения покрытия состоит из следующих
основных операций.
1.	Подготовка исходных материалов (порошков) для насыщения. Порошковая
смесь для проведения алитирования газовым методом включает два компо-
нента: источник алюминия — порошок ферроалюминиевого сплава, актива-
592
тор — хлористый аммоний. Хлористый аммоний просушивается при темпера-
туре 150 ± 10°С в течение 2 ч; порошок ферроалюминия с добавлением про-
сушенного хлористого аммония прокаливается при температуре 950°С. По-
рошки ферроалюминия и хлористого аммония перемешиваются вручную; под-
готовленная порошковая смесь насыпается в специальные поддоны и
устанавливается на дне герметичного муфеля.
Рис, 11,36, Принципиальная схема установки для газового циркуляционного алитирования:
1 — муфель; 2 — печь; 3 — блок регулировки температуры; 4 — источник электропитания
печи; 5 — клапан давления; 6 — электродвигатель; 7 — мановакуумметр; 8 — фильтр-
холодильник; 9 - форвакуумный насос; 10 — программный задатчик работы вентилятора;
11 - источник питания двигателя; 12 — баллон с аргоном; 13 — редуктор; 14 — вентили
593
2.	Подготовка поверхности лопаток под газовое алитирование. Лопатки,
поступающие на алитирование, должны иметь чистую поверхность, без сле-
дов окисления и загрязнений. Внутренняя полость лопаток подвергается спе-
циальной очистке — гидроабразивной обработке электрокорундом и обезжи-
риванию. Технологический процесс очистки должен обеспечить качественную
подготовку поверхности внутренней полости — без остатков керамики, окси-
дов и загрязнений.
3.	Загрузка герметичного муфеля установки газового алитирования. В муфель
устанавливаются поддоны с порошковой насыщающей смесью. Лопатки, под-
готовленные к алитированию, устанавливаются в специальной оснастке вме-
сте с образцом-свидетелем и размещаются в реакционной камере герметич-
ного муфеля отдельно от порошковой смеси.
4.	Проведение процесса газового алитирования. Производится нагрев муфеля
(с откачкой вакуумным насосом) до температуры проведения процесса. В
процессе нагрева происходит возгонка активатора, в муфеле поддерживается
избыточное давление газов 0,2—0,4 ат. Процесс проводится при 950—1000°С,
продолжительность выдержки ~4—6 ч.
При достижении температуры муфеля (950—1000°С) включается двигатель,
приводящий в действие центробежный вентилятор внутри муфеля. В резуль-
тате осуществляется циркуляция газовой смеси около наружных поверхнос-
тей лопаток и одновременная прокачка ее через внутреннюю полость. Ско-
рость вращения вентилятора выбирается такой, чтобы обеспечить турбулент-
ность газовых потоков возле напыляемых поверхностей с целью получения
равномерных покрытий на лопатках сложной конфигурации. Период цирку-
ляции чередуется с периодом конвективного массопереноса, что улучшает
контакт насыщающих газов с поверхностью «глухих» полостей.
Процесс диффузионного алитирования осуществляется при систематичес-
ком восстановлении газа-переносчика в результате обратимых химических
реакций:
ЗА1С1 о 2А1+А1С13,
ЗА1С12 о А1+2А1С13.
После окончания процесса насыщения газовая смесь из муфеля откачива-
ется насосом, в муфель напускается аргон, печь охлаждается и из муфеля
извлекаются алитированные детали.
5.	Диффузионный отжиг. После алитирования лопатки подвергаются
диффузионному отжигу. Диффузионный отжиг производится непосред-
ственно в установке газового алитирования в среде аргона при 1000—
1050°С, 2 ч.
После газового циркуляционного алитирования на поверхности детали
формируется диффузионный слой, внешняя зона которого по результатам
рентгеновского фазового и микрорентгеноспектрального анализов состоит из
р-фазы [20—24А1 % (масс.)], легированной кобальтом и хромом. Тугоплавкие
элементы сплавов (W, Мо, Nb) концентрируются в диффузионной зоне, об-
разуя карбиды и фазы сложного химического состава. Невысокое содержание
594
хрома во внешней зоне слоя (2—2,5%) на сплавах ЖС26, ЖС26У объясняется
малым содержанием хрома в основном материале.
Микроструктура и состав слоя свидетельствуют о том, что циркуляцион-
ный газовый метод обеспечивает малоактивный механизм формирования алю-
минидного покрытия: покрытие формируется путем преимущественной диф-
фузии никеля из сплава через слой образующегося интерметаллида.
Толщина полученного покрытия зависит от условия формирования: тем-
пературы и продолжительности насыщения. Повышение температуры насы-
щения приводит к росту толщины покрытия, не меняя при этом механизма
формирования слоя. При постоянной температуре насыщения рост слоя во
времени подчиняется параболической зависимости. Качественный алитирован-
ный слой необходимой толщины на сплаве ЖС6У формируется при темпера-
туре 1000°С за 3—4 ч выдержки.
Алитированный слой, нанесенный газовым циркуляционным способом
на наружные и внутренние поверхности охлаждаемой лопатки, равномер-
ный и однородный по составу и практически не зависит от места располо-
жения лопатки в оснастке. На наружной поверхности лопатки из сплава
ЖС6У в зависимости от ее расположения толщина слоя составляет от 38
до 42 мкм, по внутренней полости — от 24 до 26 мкм; содержание алюминия
в слое на наружной поверхности от 23 до 25%, по внутренней полости — от
21 до 23%.
Алюминидное покрытие, полученное из газовой фазы, обеспечивает защи-
ту от окисления сплавов ЖС6У, ЖС26, ЖС26У при температурах до 1000—
1050°С.
Прочностные характеристики сплава ЖС6У и системы покрытие-сплав
примерно одинаковы; наблюдается некоторое повышение характеристик пла-
стичности. Нанесение алюминидного покрытия практически не влияет на
долговечность сплава при испытаниях на длительную прочность. Исследова-
ния показали положительное влияние алюминидного покрытия на характери-
стики термоциклической ползучести (150<=>1100°С) жаропрочного сплава: по-
крытие повышает число циклов до разрушения (по сравнению со сплавом
без покрытия) в два раза. Нанесение покрытия по внутренней полости лопа-
ток оказывает благоприятное влияние на их сопротивление разрушению при
действии циклических нагрузок.
Алюминидные покрытия, полученные из газовой фазы, применяются в
промышленности для защиты от окисления внутренней полости лопаток ряда
двигателей, в том числе ПС-90.
Для низкохромистых жаропрочных сплавов (типа ЖС26-ВНК) разработан
двухстадийный способ нанесения циркуляционным газовым методом покры-
тия системы Ni—Al—Сг—У. На первой стадии насыщения на поверхности
никелевых сплавов формируется однофазный Ni—Сг слой. На второй стадии
проводится хромоалитирование. После процессов насыщения проводится ва-
куумный отжиг при температуре 1050°С, 2 ч. После диффузионного отжига
алюминидное покрытие на сплаве ЖС26У имеет состав,% (масс.): ~ 19А1;
~ 6Сг; - 6Со (из основы), ~ 0,5W; остальное Ni. Толщина слоя ~ 35—40 мкм.
Внешняя зона покрытия представляет собой алюминид NiAl, легирован-
ный кобальтом и хромом, практически не содержащий тугоплавких метал-
595
Рис, 11,37, Влияние покрытий на жаростой-
кость сплава ЖС26У при температуре
1050°С:
1 — хромоалитирование (в порошках); 2 —
алитирование (газовое); 3 — Ni—Al—Сг—Y
(газовое); 4 — без покрытия
что особенно важно для сплавов с
лов, легирующих жаропрочные спла-
вы. В результате двухстадийного га-
зового насыщения в алюминидные
покрытия удается ввести дополни-
тельное количество хрома (до 6 %),
малым содержанием хрома в основе.
Другие рассмотренные способы получения диффузионных покрытий — газо-
вое циркуляционное алитирование, хромоалитирование в порошках — не
позволили получить алюминидные покрытия со столь высоким содержанием
хрома (табл. 11.16).
Таблица 11.16. Состав алюминидных покрытий на сплаве ЖС26У
Покрытие и способ нанесения	Слой	Содержание элементов*, % (масс.)						
		А1	Ti	Сг	Со	Мо	W	Nb
Газовое циркуляционное	Наружный	20,5	0,42	2,3	7,1	0,44	0,18	0,1
алитирование	Внутренний	13,1	1,02	5,9	9,0	1,3	19,8	1,04
Ni-Al-Сг- Y,	Сплав (основа)	5,88	0,9	4,6	9,3	0,8	1,24	—
двухстадийное	Наружный	19,0	о,з	6,0	6,05	0,06	0,3	0,2
газовое алитирование	Внутренний	12,4	0,5	8,5	7,1	0,59	11,6	0,74
Хромоалитирование	Наружный	20,0	0,2	2,0	7,6	—	1,3	0,05
в порошках * Ni — основа.	Внутренний	13,0	1,4	5,3	7,9		22,8	1,19
596
Покрытие Ni—Al—Сг—Y оказывает положительное влияние на длительную
прочность литых жаропрочных сплавов ЖС6У и ЖС26-ВНК, повышая долго-
вечность (время до разрушения) образцов с покрытием.
Двухстадийные покрытия Ni—Al—Сг—Y, при испытаниях на термоцикли-
ческую ползучесть, почти в два раза повышают работоспособность сплава
ЖС6У в сравнении с алитированным сплавом, а также оказывают положи-
тельное влияние на предел выносливости сплава ЖС26У при температуре
1000°С.
Покрытие Ni—Al—Сг—Y обеспечивает более надежную по сравнению с
алитированным и хромоалитированным (в порошках) покрытиями защиту от
окисления сплавов ЖС6У, ЖС26У при температуре 1050°С (рис. 11.37).
Газовый циркуляционный метод нанесения покрытий позволяет получать
покрытия заданного состава и толщины на лопатках, имеющих сложную кон-
фигурацию внутренней полости. При этом исключаются трудоемкие опера-
ции засыпки насыщающего порошка во внутренние полости и очистки лопа-
ток от порошковой смеси, уменьшается расход порошковых материалов и
улучшаются условия труда.
Использование газового циркуляционного алитирования (ГЦА) позволяет
защищать также поверхность перфорационных отверстий, которые имеются
на лопатках турбины современных ГТД. Диффузионный слой на поверхности
перфорационных отверстий имеет толщину и содержание алюминия, близкие
к аналогичным параметрам покрытия внутренней полости лопатки. Качество
диффузионного слоя на поверхности перфорационных отверстий зависит от
чистоты этой поверхности перед алитированием. Обычно перфорационные
отверстия получают электроэрозионным способом, что требует последующей
тщательной подготовки поверхности перфорационных отверстий под
покрытие.
Отметим, что при последующем нанесении на перо лопатки ионно-плаз-
менного покрытия имеет место и частичное покрытие поверхности перфора-
ционных отверстий. Глубина проникновения внешнего покрытия в перфора-
ционные отверстия превышает примерно в два раза диаметр отверстий. При-
чем толщина покрытия монотонно убывает по глубине отверстия, а
максимальной величины (~ 0,5 от толщины внешнего покрытия) достигает не-
посредственно за кромкой отверстия. При диаметре перфорационных отвер-
стий ~ 0,5—0,6 мм сужение отверстий со стороны внешней трактовой повер-
хности лопаток может приводить к значительному изменению процесса исте-
чения воздуха, охлаждающего лопатку, и должно учитываться при расчете
лопаток ГТД.
5. Ионно-плазменные процессы обработки поверхности
частицами высоких энергий
При взаимодействии с поверхностью потока частиц на ней в зависимости
от рода частиц и их энергии протекает ряд взаимосвязанных процессов, а
именно: конденсация частиц, ионное травление (катодное распыление), ион-
ный или электронный нагрев, термодиффузионное насыщение поверхности,
597
Рис. 11.38. Принципиальная схема обработки поверхности потоком газовых ионов:
а — ускоритель с анодным слоем (УАС); б — стационарный плазменный ускоритель (СПУ):
1 — вакуумная камера; 2 — система создания вакуума; 3 — магнитопровод; 4 — анод уско-
рителя; 5 — электромагнитная катушка; 6 — нейтрализатор (катод-компенсатор); 7 — обра-
батываемое изделие
имплантация («холодное» насыщение поверхности), оплавление и (или) испа-
рение поверхностного слоя [72,73].
Принципиальная схема процесса обработки поверхности при воздействии
на нее потока газовых ионов или плазмы приведена на рис. 11.38. Для гене-
рации потока частиц в таких процессах используются либо ускорители с
анодным слоем (УАС, см. рис. 11.38, а), либо системы с протяженной зоной
ускорения — стационарные плазменные ускорители (СПУ, см.рис. 11.38,6).
Для УАС характерны низкие плотности тока в ионном потоке (~1—2 мА/см2)
598
при уровне энергии частиц в несколько кэВ. Для СПУ характерны высокие
плотности тока ионов (до 20-40 мА/см2) при энергиях ионов в несколько
сотен эВ. При воздействии на поверхность твердого тела ускоренных ионов
инертных газов имеет место «сухое» травление поверхности (катодное распы-
ление) и ионный нагрев обрабатываемого изделия. Если в качестве рабочего
тела использовать «активные газы» (N2; С2Н2 и др.), то, наряду с рассмот-
ренными процессами, в поверхностном слое имеет место образование соеди-
нений (карбидов, нитридов) и ускоренное ионно-термостимулированное фор-
мирование диффузионных слоев значительной толщины. Отметим, что про-
цессы ионного азотирования и карбонизации поверхности (когда
обрабатываемые детали выполняют роль катода сравнительно низковольтного
аномального тлеющего разряда с высокой плотностью тока ионов, бомбарди-
рующих катод) широко используются в промышленности и в этой главе не
рассматриваются.
Процесс ионного травления поверхности деталей машин ионами инер-
тных газов практически не исследован. Ионное травление поверхности
может успешно использоваться в ряде случаев, в том числе: для выявления
макроструктуры особо ответственных деталей машин, например, при кон-
троле качества лопаток турбин с направленной и монокристаллической
структурой взамен процесса химического травления (решение проблемы
утилизации отходов от химического травления, содержащих тяжелые эле-
менты); для повышения служебных характеристик особо ответственных
деталей ГТД (дисков и лопаток ГТД) и для прецизионного удаления де-
фектных поверхностных слоев (удаление рекристаллизованного слоя с по-
верхности монокристаллических лопаток турбины ГТД, удаление отрабо-
танных покрытий).
Ионная обработка поверхности имеет низкие скорости [47]. Повышение
производительности такой обработки ограничивается величиной равновес-
ной температуры, обусловленной ионным нагревом детали. На рис. 11.39
приводятся зависимости минимальной расчетной равновесной температуры
поверхности обрабатываемой детали при различных плотностях ионного
тока в диапазоне 1—50 мА/см2, а также коэффициентов катодного распы-
ления чистых металлов от энергии ионов Аг. На рис. 11.39 видно, что в
области энергий 1—3 кэВ для коэффициентов катодного распыления (\|Д
наблюдается «насыщение» и дальнейшее увеличение энергии частиц не
приводит к заметному росту При этом с ростом энергии ионов свыше
2—3 кэВ равновесная температура поверхности достигает >1000°С даже при
низких плотностях тока ионов. Отсюда очевидно, что область энергии
ионов для эффективного травления поверхности деталей машин лежит в
пределах 1—3 кэВ при плотностях тока j от 1 до -10 мА/см2 и с ростом j
она (область энергии) смещается в сторону более низких напряжений.
Необходимо учитывать, что увеличение j приводит к возрастанию газовой
нагрузки на вакуумную систему, что требует использования вакуумных на-
сосов высокой производительности. Исследования процесса травления жа-
ропрочных сплавов на никелевой основе показывают, что производитель-
ность процесса может достигать значений до 30—40 мкм/ч (линейная ско-
рость травления) при j < 10 мА/см2 и энергии ионов 2-3 кэВ. Для примера
599
Рис. 11.39. Зависимость
коэффициентов катодного
распыления для ряда
чистых металлов и мини-
мальной равновесной тем-
пературы поверхности об-
рабатываемой детали при
различных плотностях тока
ионов j от энергии ионов
аргона
Рис. 11.40. Зависимость коэф-
фициента катодного распыле-
ния жаропрочного сплава
ЖС32-ВНК от энергии ионов
аргона
на рис. 11.40 и 11.41 приводятся значения коэффициента катодного рас-
пыления сплава ЖС32 в зависимости от энергии ионов Аг, подсчитанные
по средней атомной массе сплава, и внешний вид лопатки из этого сплава
с направленной кристаллической структурой после ионно-лучевого травле-
ния (ИЛТ) на глубину ~ 5 мкм. Для качественного выявления макрострук-
туры литых деталей из жаропрочных сплавов глубина травления должна
составлять не менее 3—5 мкм.
Комплексное исследование состояния поверхностного слоя образцов пос-
ле ИЛТ методами рентгеноструктурного анализа, электронной оже-спектро-
скопии, рентгеноспектрального микроанализа и растровой электронной мик-
роскопии выявили, что в результате ИЛТ изменяется состояние только лишь
тонкого поверхностного слоя толщиной < 10-1 мкм (рис. 11.42).
Ионная обработка поверхности при глубине слоя травления до несколь-
ких микрометров обеспечивает удаление следов механической обработки,
хотя и приводит к некоторому увеличению шероховатости поверхности.
Именно благодаря этому процесс ИЛТ обеспечивает увеличение на 10—20%
предела малоцикловой выносливости ответственных деталей из жаропрочных
сплавов [74]. Состояние поверхности оказывает существенное влияние на
МЦУ, так как зарождение трещины при таком нагружении происходит с
поверхности. В работе [74] показано, что ИЛТ на глубину ~1 мкм приводит,
600
Рис. 11.41. Внешний вид рабочей лопатки ТВД из жаропрочного сплава с направленной
кристаллической структурой (ЖС32-ВНК) после ионно-лучевого травления (ИЛТ) поверх-
ности на глубину ~5 мкм (£ = 2,5 кэВ)
Рис. 11.42. Концентрация ряда элементов в поверхностном слое жаропрочного сплава
ЖС32-ВНК после ионного травления ИЛТ (£ = 2,5 кэВ; j = 5 мА/смг)
наряду со сглаживанием следов механической обработки, к увеличению в
приповерхностном слое соотношения у- и /-фаз и концентрации дислока-
ций. Испытание шлифованных образцов с надрезом с ионно-лучевой обра-
боткой (ИЛО) и без обработки показало преимущество такой обработки,
причем положительный эффект сохранялся на обработанных образцах после
100-ч выдержки при рабочей температуре жаропрочного сплава ЭП962. Так,
при напряжении 500 МПа ИЛО привела к увеличению числа циклов до
появления первой трещины с 4000 до 16500 цикл, а при 600 МПа — с 1000
до 2900 цикл.
Исследования показали [66,75] также эффективность использования про-
цесса ионной обработки поверхности изделий перед нанесением ионно-плаз-
менных защитных покрытий. В последнем случае ИЛО наряду с очисткой
поверхности обеспечивает формирование тонкой карбидной прослойки на
границе сплав—покрытие, выполняющей роль барьерного слоя, препятствую-
щего диффузионным процессам.
Таким образом, травление поверхности деталей из жаропрочных сплавов
ионами Аг может быть успешно использовано как для контроля макрострук-
туры лопаток турбин с направленной и монокристаллической структурой вза-
мен процесса химического травления, так и для повышения малоцикловой
выносливости ответственных деталей ГТД путем изменения микрорельефа их
поверхности, а также для обработки поверхности лопаток турбин перед осаж-
дением ионно-плазменных покрытий и для удаления отработанных покрытий
и рекристаллизованного слоя на деталях из жаропрочных сплавов с монокри-
сталлической структурой.
21 — 1051
601
Рассмотрим воздействие теплового потока на поверхность твердого тела
[28,76,77]. Такое воздействие характеризуется параметром	=
= (7;-To)xVv(2^)= 4а , соответствующим нагреву поверхности до темпе-
ратуры плавления (Т5), и параметром = yrja = у[в > соответствующим
нагреву поверхности до температуры испарения и выходу процесса испаре-
ния на квазистационарный режим. Здесь q и т — тепловой поток, воздейству-
ющий на поверхность, и продолжительность его воздействия; X, у, а — соот-
ветственно усредненные значения коэффициентов теплопроводности, плотно-
сти и температуропроводности материала твердого тела; г — теплота
парообразования. Если принять, что плотность энергии W, выделяемой на
поверхности твердого тела, величина постоянная, то для величин q и т мож-
но записать следующие граничные условия [77]:
q <	: qx = A/W,	т >	=	Т(0,т) < Ts ;	(11.12)
	- q <	=	т1>г>т2= W2/B,	T(0, t) > Ts ;	(11.13)
q >	 <72 ’	T < T2 5	T(0, t) « Tst,'	(11-14)
где Tst — равновесная температура границы испарения.
Условия (11.12)—(11.14) в общем виде представлены на диаграмме (рис.
11.43). В области I диаграммы воздействие импульсного теплового потока
на поверхность приводит к нагреву поверхности до температур, меньших
или равных температуре плавления, и воздействие теплового потока сво-
дится в основном к возможному структурно-фазовому изменению состоя-
ния поверхностного слоя. При этом глубина воздействия 5 = (ат)1/2 может
изменяться от единиц микрометров до нескольких мм (табл. 11.17, где
приводятся также расчетные значения граничных тепловых потоков и вре-
мени их воздействия в зависимости от параметров теплового импульса). В
области II диаграммы имеет место расплавление поверхностного слоя на
глубину ~6 и последующая его быстрая кристаллизация, что приводит к
выглаживанию (полированию) поверхностного слоя и изменению его струк-
турно-фазового состояния. При этом на поверхности формируется «отбе-
ленный» слой, имеющий для большинства материалов субмелкозернистое
строение с сильно выраженной текстурой по направлению <001> благода-
ря направленному затвердеванию за счет механизма теплопроводности в
глубь обрабатываемого материала. Такие слои имеют отличные от основ-
ного материала свойства, что в ряде случаев приводит к повышению их
служебных характеристик (жаростойкости, коррозионной стойкости, пре-
дела выносливости и т.д.). В области III диаграммы глубина проплавлен-
ного слоя уменьшается из-за уменьшения времени действия импульса, и
все тепло, подводимое к поверхности, идет на испарение. В этом случае
реализуется квазистационарный процесс испарения, когда скорость фронта
испарения равна (или превышает) скорости распространения тепловой вол-
ны в основу. Для этой области характерно минимальное по глубине про-
602
Таблица IL 17. Граничные значения импульсного теплового потока, воздействующего на
поверхность твердого тела, времени его воздействия и удельной массы,
испаренной с поверхности за импульс, в зависимости от плотности энер-
гии, приходящей на эту поверхность
Материал основы	Параметр	Значения параметров при удельной энергии потока W, Дж/см2		
		10	100	1000
Си	• Ю5, с	1,25	125	12500
	3, мкм	31,06	310,6	3106
	qx • 10-5, Вт/см2	8,0	0,80	0,08
	т2 ’ Ю8, с	8,4	840	84000
	<72  10“8, Вт/см2	1,19	0,119	0,0119
	т- 106, кг/см2	2,083	20,83	208,3
	h, мкм	2,42	24,2	242
W	• 106, с	з,з	330	33000
	3, мкм	9,2	92	920
	q{ • 10“6, Вт/см2	3,0	о,з	0,03
	т2 ’ 108, с	4,46	446	44600
	^2*10“8, Вт/см2	2,34	0,234	0,0234
	т- 106, кг/см2	2,016	20,16	201,6
	А, мкм	1,05	10,5	105
Ni	Tj • 105, с	2,19	219	21900
	8, мкм	15,2	152	1520
	qr • 10“5, Вт/см2	4,57	0,457	0,0457
	т2 • 107, с	2,32	232	23200
	q2 * Ю“7, Вт/см2	4,3	0,43	0,043
	т • 106, кг/см2	1,38	13,8	138
	А, мкм	1,56	15,6	156
Сг	Tj • 105, с	2,14	214	21400
	8, мкм	10,84	108,4	1084
	qx * 10“5, Вт/см2	4,2	0,42	0,042
	т2 • 107, с	9,1	910	91000
	q2 • Ю“7, Вт/см2	1,1	о,н	0,011
	т • 106, кг/см2	1,6	16	160
	А, мкм	2,25	22,5	225
А1	Tj • 105, с	4,85	485	48500
	3, мкм	68,9	689	6890
	qY • 10“5, Вт/см2	2,02	0,202	0,0202
	т2 • 107, с	2,0	200	20000
	q2 • 10“7, Вт/см2	5,0	0,5	0,05
	т • 106, кг/см2	1,085	10,85	108,5
	А, мкм	4,31	43,1	431
Ti	Tj•105, с	8,6	860	86000
	3, мкм	25,9	259	2590
	qx • 10“5, Вт/см2	1,16	0,116	0,0116
	т2 • 107, с	3,04	304	30400
	q2 • 10“7, Вт/см2	з,з	0,33	0,033
	т • 106, кг/см2	1,02	10,2	102
	А, мкм	2,43	24,3	243
21*
603
Рис. 11.43. Диаграмма зависимости импульсного теплового потока q, времени его воздей-
ствия т и удельной массы т, испаренной за импульс от плотности энергии W, приходя-
щей на обрабатываемую поверхность (А, В — параметры):
I, II, III — области, соответствующие нагреву, расплавлению и испарению с поверхности
соответственно
никновения влияние теплового потока на поверхностный слой и возможна
обработка поверхности путем ее испарения, что может найти широкое при-
менение для удаления дефектных поверхностных слоев (например, отрабо-
танных покрытий), а также для испарения с целью нанесения тонких пле-
нок (до нескольких мкм) за один тепловой импульс — режим «вакуумной
плазменной детонации» (см. табл. 11.17, данные по т и Л, и зависимости
(11.15) и (11.16) — см. далее).
Требуемый уровень тепловых потоков и времени их воздействия частич-
но реализуется при плазменной поверхностной обработке поверхности (ППО)
[78]. Рассмотрим возможность применения ППО для повышения эксплуата-
ционных характеристик деталей машин. Для обработки использовали уста-
новку «Десна», разработанную ИАЭ им. И.В. Курчатова (рис. 11.44). Обра-
батываемую деталь помещали на оси разрядной камеры. Камера вакуумиру-
ется, до давления ~10-2Па, после чего в ней создается низкое давление
рабочего газа, выполняющего роль теплоносителя. Импульсное напряжение,
подводимое к электродам устройства, вызывает пробой газового промежутка
604
Рис. 11.44. Принципиальная схема плазменной обработки поверхности (ППО):
1 — вакуумная разрядная камера; 2 — вакуумная система; 3 — система газонапуска; 4 —
генератор импульсного напряжения; 5 — обрабатываемое изделие; 6 — диэлектрическая
обечайка; 7 — анод и катод разрядной камеры
и формирование газовой плазмы с высокой проводимостью. Под действием
магнитного поля от тока разряда наблюдается электродинамическое сжатие
плазмы к оси разрядной камеры (пинч-эффект) и практически вся энергия,
содержащаяся в плазменном объеме, выделяется на поверхности обрабаты-
ваемого изделия. При этом, в зависимости от реализуемых параметров q и т,
на поверхности имеют место процессы, рассмотренные выше. Эксперимен-
тальные исследования показывают, что при начальной энергии, прикладыва-
емой к разрядной камере, в 15-30 кДж и длительности импульса 5—10 мкс
на поверхности изделий из жаропрочного сплава без покрытия и с покры-
тием системы Ni—Сг—Al—Y наблюдается оплавление и формирование отбе-
ленного слоя толщиной до 30—35 мкм (рис. 11.45). Состав слоя практически
совпадает с составом поверхностного слоя до его обработки, что свидетель-
ствует о проведении ППО в области II диаграммы (см. рис. 11.43). Сформи-
рованный в результате обработки отбеленный слой имеет измененный фазо-
Рис. 11.45. Микроструктура (х500) поверхностного слоя после плазменной поверхностной
обработки (ППО):
7; 2 — сплав ЖС6У (без покрытия), начальная энергия 25 и 30 кДж соответственно; 3 —
покрытие Ni—Сг—Al—Y, начальная энергия 30 кДж
605
вый состав: состоит из у-фазы с сильной текстурой типа (100). Учитывая
элементный состав обработанных материалов, можно сделать вывод, что от-
беленный слой представляет собой пересыщенный твердый раствор на осно-
ве никеля, а сильная текстура указывает на направленную кристаллизацию
поверхностного слоя в процессе его формирования.
Исследования на жаростойкость по режиму 1100°С, 100 ч образцов с по-
крытием с ППО и без обработки показали [78], что ППО позволяет заметно
повысить жаростойкость за счет образования на поверхности более плотной
окалины из-за снижения шероховатости поверхности покрытия в результа-
те ППО.
Влияние ППО на длительную прочность образцов из сплава ЖС6У с по-
крытием и без него приведено в табл. 11.18.
Из табл. 11.18 видно, что ППО приводит к заметному увеличению дли-
тельной прочности, а также пластичности образцов из жаропрочного сплава
и сплава с покрытием. Из преимуществ такой обработки можно отметить
«объемный» (всесторонний) характер обработки в отличие от обработки из
направленных потоков частиц и лазерной обработки, а также относительную
простоту оборудования для проведения ППО. В целом можно отметить, что
ППО при реализованных параметрах можно использовать для удаления нага-
ра с поверхности, оплавления поверхностного слоя деталей сложной конфи-
гурации с целью их выглаживания (полирования) и изменения структурно-
фазового состояния поверхностных слоев для повышения эксплуатационной
надежности деталей машин.
Рассмотрены возможности электронно-лучевой обработки (ЭЛО) поверх-
ности [79]. В России (ИСЭ, г. Томск) в настоящее время разработаны силь-
ноточные ускорители электронов (СУЭ), генерирующие импульсные элект-
ронные пучки диаметром ~10-1 м с плотностью энергии в пучке до 50—
60 Дж/см2. СУЭ обеспечивают ЭЛО материалов, в том числе термообработку,
формирование отбеленных слоев на поверхности, а также удаление поверх-
ностных слоев посредством их импульсного испарения. Наибольший инте-
рес СУЭ представляют для обработки поверхности испарением, так как ос-
Таблица 11.18. Влияние ППО на длительную прочность образцов из сплава ЖС6У с по-
крытием и без него при испытаниях по режиму 975°С, а — 230 МПа
Вид обработки	Продолжительность испытаний, ч	Относительное удлинение, %	Относительное сужение, %
Без обработки	40	5,2	6,0
	42	3,8	6,0
	30	з,о	8,0
ППО, 15 кДж	66	15,8	33,0
	88,5	38,5	49,5
СДП-2+ППО:	143,5	18,2	27,5
15 кДж	62,5	21,4	37,0
13 кДж	58	20,4	31,0
606
тальные виды обработки можно обеспечить и другими, более простыми спо-
собами, в том числе ППО и лазерным лучом. Отметим, что ЭЛО имеет
высокий КПД передачи энергии в поверхность, и такая обработка имеет по-
верхностный характер, так как проникновение электронов в поверхностный
слой протекает на глубину до 1—2 мкм. В табл. 11.17 приводятся результаты
расчета для удельной массы (ап), испаряемой с поверхности при параметрах
теплового потока и времени его воздействия, соответствующих условию
(11.14). При выполнении условия q > q2 и т < т2, т-е- Для случая квазиста-
ционарного испарения, имеем
т = W/r, кг/(см2 • импульс);	(11.15)
h = т/у = W/(r7).	(11.16)
Здесь h — толщина испаренного слоя за один импульс; г — теплота парооб-
разования; у — плотность обрабатываемого материала.
Из данных, приведенных в табл. 11.17, видно, что практический интерес
имеет область с удельной энергией в диапазоне 10—100 Дж/см2, которую
можно достичь при помощи уже созданных сильноточных ускорителей элек-
тронов. Отметим, что реализация систем с более высокой плотностью энер-
гии (PF > 100 Дж/см2) связана со значительными техническими проблемами,
хотя работы в этом направлении и представляют значительный практический
интерес. Экспериментальные исследования по ЭЛО поверхности показывают,
что такая обработка при «мягких» режимах, обеспечивающих оплавление тон-
кого поверхностного слоя (режим выглаживания или полирования), обеспе-
чивает значительное снижение шероховатости поверхности (с 7?а = 10 до
/?а= 1). При режимах q > q2 и т < т2 ЭЛО обеспечивает удаление поверхно-
стного слоя обрабатываемого изделия при толщине зоны влияния обработки
на поверхность ~1 мкм. Отметим, что продолжительность обработки по уда-
лению отработанного покрытия на лопатке турбины с высотой пера 65 мм
составляет менее 5 мин.
В целом можно отметить перспективность применения процесса ЭЛО
для выглаживания поверхности деталей сложной конфигурации из трудно об-
рабатываемых материалов. Однако для применения процесса в промышлен-
ности требуется создание промышленного оборудования и решение ряда
сложных технических вопросов, в том числе вопроса контроля глубины об-
работки.
Широкие перспективы имеет новый процесс термостимулированного на-
сыщения поверхности конструкционных материалов ионами чистых металлов
и сплавов при низких энергиях частиц (до 2 кэВ), разрабатываемый ГП
ВИАМ. Процесс проводится на модернизированном варианте промышленной
ионно-плазменной установки МАП-1М и позволяет изменять физико-хими-
ческие свойства обрабатываемой поверхности путем управления ее структур-
но-фазовым состоянием. Изменение структурно-фазового состояния поверх-
ности дает возможность повысить защитные свойства поверхности (коррози-
онную и эрозионную стойкость, жаростойкость, усталостную прочность,
жаропрочность) и эксплуатационную надежность деталей, а также получать
607
эффективные барьерные слои для жаростойких защитных покрытий. Так,
цирконирование поверхности стали ЭП866 позволяет более чем в 10 раз по-
высить стойкость поверхности в условиях солевой коррозии.
В заключение отметим, что рассмотренные процессы взаимодействия по-
токов частиц высоких энергий с поверхностью перспективны, приводят к ее
модифицированию, изменению ее микрорельефа, позволяют на атомном уров-
не проводить обработку поверхности и в целом обеспечивают повышение
эксплуатационной надежности ответственных деталей машин. Однако их
широкое применение в машиностроении сдерживается отсутствием специа-
лизированного промышленного оборудования, создание которого требует зна-
чительных финансовых, материальных и трудовых затрат.
Глава 12
ОСНОВНЫЕ НАПРАВЛЕНИЯ РАЗВИТИЯ
ЛИТЬЯ ЛОПАТОК ГАЗОВЫХ ТУРБИН
1.	Высокожаропрочные сплавы для монокристаллического
литья
2.	Контроль структурного совершенства и кристаллографичес-
кой ориентации монокристаллических лопаток
3.	Монокристаллические лопатки с проникающим охлажде-
нием
4.	Защита лопаток от воздействия высоких температур и
газовой коррозии
5.	Оборудование для производства монокристаллических
турбинных лопаток
В ряду факторов, определяющих технический прогресс в области созда-
ния перспективных газотурбинных двигателей авиационного и наземного
назначения, ведущая роль принадлежит изысканию новых жаропрочных
сплавов для рабочих и сопловых лопаток, разработке процессов и оборудо-
вания для производства монокристаллического литья, решению проблем
эффективного охлаждения деталей, работающих в условиях высоких темпе-
ратур и напряжений. Важным требованием к промышленной технологии
монокристаллического литья наряду с высокой рентабельностью является
обеспечение высокого выхода годной продукции по геометрическим и кри-
сталлографическим параметрам, а также по структурному совершенству по-
лучаемых отливок.
Только на пути одновременного успешного продвижения в каждой из
указанных областей можно ожидать заметных достижений в создании нового
поколения газотурбинных двигателей и установок, отвечающих современным
потребностям авиастроения, а также транспортного и энергетического маши-
ностроения.
1. Высокожаропрочные сплавы для монокристаллического литья
Наиболее интенсивно разработка литейных сплавов для рабочих и сопло-
вых турбинных лопаток в последние годы ведется в основном в следующих
направлениях:
609
1)	поиск оптимальных композиций с повышенным содержанием тугоплав-
ких элементов (Re, Та, W);
2)	создание сплавов на основе интерметаллидов (главным образом алюми-
нидов никеля);
3)	освоение в качестве сверхжаропрочных материалов так называемых «ес-
тественных» композитов — направленно закристаллизованных эвтектических
сплавов, упрочненных нитевидными карбидами ниобия и тантала.
Монокристаллические сплавы, как известно, позволяют не только исклю-
чить самый уязвимый в условиях высокотемпературной ползучести структур-
ный элемент — границу зерна, но и реализовать в нужном направлении де-
тали кристаллографическое направление с наиболее благоприятным сочета-
нием механических свойств, от которых зависит сопротивление разрушению
сплава в условиях статического и циклического нагружения. Весьма суще-
ственно, что максимальный выигрыш в конструктивной прочности (по срав-
нению с таковой для изделий из поликристаллического материала) достигает-
ся у монокристаллических отливок с тонкими стенками. Иными словами,
масштабный фактор прочности у монокристаллических материалов практи-
чески отсутствует.
Резерв дальнейшего повышения жаропрочности монокристаллов с тради-
ционной структурой «твердый раствор + упрочняющие мелкодисперсные ча-
стицы фазы на основе Ni3Al» состоит во введении в твердый раствор пре-
дельных количеств рения и вольфрама. Хотя механизм влияния подобного
легирования до конца не выяснен, предполагается, что насыщение твердого
раствора указанными элементами, оказывающими тормозящее влияние на
протекающие в нем диффузионные процессы, замедляет коагуляцию частиц
упрочняющей фазы. Жаропрочные сплавы третьего поколения (например,
CMSX-10) могут содержать около 6% Re, т.е. в два раза больше, чем ранее
разработанные сплавы (например, CMSX-4). Однако создание перспективных
высокорениевых сплавов для монокристаллического литья сдерживается пока
недостаточной фазовой стабильностью систем данного типа, особенно при
длительных сроках высокотемпературной эксплуатации. Как показали иссле-
дования, наиболее вероятной причиной этого является выделение под алити-
рованным слоем хрупких топологически плотноупакованных фаз пластинча-
той морфологии, содержание рения в которых может доходить до 50%, а
вольфрама — до 20%, а также формирование колоний трехмерных ячеек вдоль
малоугловых границ и в осях дендритов первого порядка. Для преодоления
отмеченного недостатка потребуются дальнейшие работы по уточнению ком-
позиции этих сплавов и выбору режимов их термической обработки.
Повышение фазовой стабильности системы, на основе которой создается
литейный жаропрочный сплав, может быть достигнуто за счет использования
интерметаллидных матриц. Наибольшие успехи* в этом направлении в насто-
ящее время связаны с семейством композиций на основе алюминида Ni3Al,
ковалентные связи в котором заметно прочнее чисто металлических связей в
неупорядоченных твердых растворах. Путем легирования интерметаллида и
выбора оптимальной технологии литья комплекс механических свойств (вклю-
чая жаропрочность) материалов этого класса может быть существенно улуч-
шен. Представление о возможностях современных интерметаллидных сплавов
610
дают механические характеристики в широком диапазоне температур
(табл. 12.1) разработанного в ВИАМ сплава с монокристаллической структу-
рой ВКНА-1В-МОНО.
Таблица 12.1. Свойства интерметаллидного сплава ВКНА-1В-МОНО
Свойства	Температура испытаний, °C							
	-70	20	800	900	1000	1100	1200	1250
ств, МПа	1350	1350	890	760	520	410	230	160
5, %	14	14	26	25	30	22	24	29
”100 ’ МПа	—	—	530	360	200	100	50	—
”500 > МПа	—	—	470	290	150	75	30	—
Следует отметить, что при одинаковом уровне жаропрочности (температу-
ра 1100°С) интерметаллидные сплавы по сравнению с обычными жаропроч-
ными сплавами на никелевой основе содержат значительно меньше таких до-
рогостоящих и дефицитных легирующих элементов, как Re, Та, W, Мо и др.
Существенными преимуществами интерметаллидных сплавов являются также
их повышенная жаростойкость, что позволяет в большинстве случаев приме-
нять их без защитных покрытий, и более низкая плотность. Новейшие разра-
ботки в области интерметаллидных сплавов позволят повысить их жаропроч-
ность до уровня а*200 > 50-70 МПа.
Наиболее эффективно применение интерметаллидных сплавов на основе
соединения Ni3Al для таких деталей горячего тракта ГТД, как охлаждаемые и
неохлаждаемые сопловые лопатки, элементы жаровых труб и реактивного
сопла, рабочие температуры которых находятся в пределах 900—1150°С.
Необходимо указать, что максимально высокие эксплуатационные свойства
интерметаллидных сплавов могут быть реализованы при использовании раз-
работанной в ВИАМ технологии высокоградиентной кристаллизации. Этот
процесс обеспечивает повышение рабочих характеристик данных материалов
до уровня используемых в настоящее время серийных сплавов, стоимость
которых примерно в 1,5 раза выше [1].
Литейные жаропрочные сплавы эвтектического типа, получаемые методом
направленной кристаллизации с плоским фронтом роста, по своей природе
представляют собой материалы, в которых одновременно реализуются два
различных механизма упрочнения — дисперсионный и композиционный.
Первый механизм, присущий матрице эвтектического сплава, ничем не отли-
чается от действующего в обычных никелевых сплавах. Второй - композици-
онный — реализуется благодаря введению в матрицу армирующих ее ните-
видных карбидов, что сближает этот материал с классом искусственно полу-
чаемых композитов. Последнее обстоятельство дало повод называть
эвтектические сплавы рассматриваемого типа «естественными» композитами.
Присутствие в матрице карбидных волокон оказывает стабилизирующее
действие на нее вследствие ограничения вытягивания частиц у'-фазы.
В то же время, поскольку нитевидные кристаллы карбидов сохраняют свою
стабильность вплоть до температуры солидус матрицы, эвтектические сплавы
611
в целом характеризуются гораздо более высоким температурным уровнем ра-
ботоспособности, чем обычные равноосные и направленно закристаллизован-
ные сплавы. Это объясняется тем, что из-за растворения мелкодисперсных
частиц у'-фазы обычные сплавы начинают разупрочняться при температурах
на 200—300°С ниже температуры солидус.
К примеру, эвтектический направленно закристаллизованный сплав ВКЛС-
20 (Re) на больших базах испытания (> 1000 ч) при 1100°С вдвое превосхо-
дит по характеристикам длительной прочности один из наиболее жаропроч-
ных сплавов с монокристаллической структурой ЖС32 [2].
Жаропрочные сплавы эвтектического типа хорошо противостоят резким
изменениям температуры, которые могут иметь место при эксплуатации авиа-
ционных двигателей военного назначения. Дополнительными достоинствами
таких материалов являются низкая чувствительность к надрезу при ударном
нагружении и повышенное сопротивление усталости.
Хотя интенсивные исследования в области направленно закристаллизован-
ных эвтектик ведутся с конца 70-х годов, промышленное внедрение их в
производство лопаток ГТД пока не осуществлено. Одной из главных причин
этого является жесткое ограничение скорости кристаллизации (~ 10-3 мм/с),
необходимое для получения плоского фронта роста, гарантирующего форми-
рование композитной структуры. Технологическое решение указанной про-
блемы может быть, по-видимому, найдено с помощью усовершенствованных
режимов высокоградиентной направленной кристаллизации [1].
Общим требованием для всех монокристаллических жаропрочных сплавов
является поддержание на минимальном уровне содержания вредных приме-
сей и таких элементов, как бор, углерод, цирконий и др., рассматривавшихся
как упрочнители границ зерен в поликристаллических сплавах. Это связано с
тем, что даже в отсутствие большеугловых границ зерен существует вероят-
ность появления в монокристаллах неметаллических включений, нитридов и
карбидов. Наличие серы даже в незначительных количествах приводит к об-
разованию сульфидов титана и тантала, а присутствие в расплаве азота слу-
жит причиной появления частиц карбонитридов этих элементов. Растворен-
ный в жидком металле кислород, реагируя с алюминием, образует оксид алю-
миния, а углерод является источником карбидных выделений.
Неметаллические включения и карбиды в монокристаллах представляют
двойную опасность. С одной стороны, эти жесткие частицы в относительно
мягкой матрице служат концентраторами напряжений, отрицательно влияю-
щими на усталостные характеристики сплава, с другой - являются гетероген-
ными центрами кристаллизации, способными спровоцировать зарождение рав-
ноосных зерен.
Поэтому концентрация серы и углерода в монокристаллических изделиях
не должна превышать 0,0005—0,0007 и 0,002—0,004 % соответственно. Допус-
тимое содержание газообразных примесей кислорода и азота соответствует их
предельной растворимости в никеле (0,0001%). Столь низкая концентрация
О2 и N2 достигается применением особых металлургических способов рафи-
нирования расплава, а снижение количества неметаллических включений дол-
жно обеспечиваться жесткими требованиями к чистоте исходных шихтовых
материалов.
612
Следует особо отметить, что в связи с необходимостью получения крупно-
габаритных отливок, в частности из коррозионностойких жаропрочных спла-
вов, особое значение приобретает проблема предотвращения взаимодействия
химически активных компонентов сплава, главным образом титана, с матери-
алом керамической формы. В результате такого взаимодействия возможно на-
рушение монокристаллической структуры отливки из-за появления поверхно-
стных ложных кристаллов, поскольку продукты реакции активных легирую-
щих элементов сплава с материалом формы могут послужить нежелательными
центрами кристаллизации.
Эта задача должна решаться преимущественно двумя путями: за счет
совершенствования легирования, при котором возможно снижение содержа-
ния химически активных компонентов в сплаве, а также технологическими
приемами. К числу последних относятся: сокращение времени контакта рас-
плава с материалом формы при применении ускоренных режимов кристалли-
зации, а также повышение химической инертности керамики благодаря сни-
жению концентрации кремнезема или полному исключению SiO2 из ее со-
става.
2.	Контроль структурного совершенства и кристаллографической
ориентации монокристаллических лопаток
Возможность реализации в отлитой детали прочностных характеристик,
присущих оптимально легированному сплаву, зависит от того, насколько точ-
но соблюдены технологические параметры ее производства, и в конечном
счете от полученных структурных характеристик монокристалла, от степени
приближения его к заданной кристаллографической ориентации.
Этим объясняется важная роль контроля температурно-скоростных парамет-
ров процесса кристаллизации и ростовой структуры произведенной отливки.
Обычно контроль монокристаллических лопаток состоит из ряда операций:
—	визуальной проверки отливки на отсутствие посторонних кристаллов;
-	проверки температурно-скоростных параметров кристаллизации по ре-
зультатам выборочного контроля дендритной структуры;
—	определения осевой и азимутальной ориентации деталей;
-	выборочной оценки блочности монокристалла.
Наличие посторонних кристаллов проверяют на протравленной поверхно-
сти отливки визуально по присутствию границ зерен или смежных участков с
разной отражательной способностью. В своей основе такой контроль являет-
ся субъективным, т.е. зависит от индивидуального зрительного восприятия
контролера.
О температурно-скоростных параметрах направленной кристаллизации су-
дят по морфологии дендритных осей первого порядка. Отклонения от нор-
мальной морфологии происходят в том случае, когда на фронте роста появ-
ляются радиальные составляющие температурного градиента. Если вектор
указанных составляющих направлен к центру отливки, фронт роста изгибает-
ся в сторону твердой фазы. Оптимальный режим направленной кристаллиза-
ции реализуется при соблюдении следующих условий:
613
—	положение фронта должно быть неизменным в течение всего процесса,
что равносильно требованию постоянного поддержания равенства скорости
вытягивания (опускания) формы из нагревателя и скорости кристаллизации
расплава;
—	радиальные составляющие температурного градиента на фронте роста
должны быть исключены, незначительное отклонение фронта роста от мак-
роскопической плоскостности допустимо лишь в том случае, когда он имеет
выпуклость в сторону расплава. Последнее условие обеспечивается, если
фронт роста в процессе кристаллизации не опускается под зеркало жидкоме-
таллического охладителя.
Непрерывное или дискретное слежение за кривизной фронта роста в
процессе кристаллизации отливки, например, путем термометрирования, в
промышленных условиях практически неосуществимо. В связи с этим в ус-
тановках нового поколения должны быть предусмотрены такие средства ком-
пьютерного контроля, которые способны обеспечить надежную воспроизво-
димость технологических режимов, принятых в массовом производстве мо-
нокристаллических изделий.
Контроль осевой и азимутальной ориентации проводят для тех лопаток,
которые приняты в качестве годных по признаку монокристалличности. Наи-
более точным и объективным методом контроля осевой и азимутальной кри-
сталлографической ориентации монокристаллических лопаток является диф-
рактометрический анализ, осуществляемый на поперечных шлифах конусов-
стартеров с помощью установок ДРОН, работающих на характеристическом
излучении. При этом по характеру получаемых рефлексов можно судить так-
же о блочности монокристаллической структуры отливки. Допустимая степень
отклонения от заданной кристаллографической ориентации и фрагментации
(блочности) монокристалла регламентируется требованиями, предъявляемыми
к конкретному изделию.
При всех бесспорных преимуществах в информативности и точности рен-
тгеноструктурного метода контроля перед экспрессным металлографическим
методом оценки кристаллографического направления отливки (по дендритно-
му «узору» последней) основным его недостатком, особенно в условиях се-
рийного производства, является ограниченная производительность.
К сожалению, контроль осевой и азимутальной ориентации монокристал-
лов по методу Лауэ (в котором используется «белое» рентгеновское излуче-
ние) в его классических вариантах является еще более трудоемкой процеду-
рой, чем дифрактометрический метод. Тем не менее, как показал опыт неко-
торых зарубежных фирм, в частности «Rolls-Royce», на базе метода Лауэ могут
быть созданы автоматизированные приборы, с помощью которых определе-
ние осевой и азимутальной ориентации лопаток производится оператором в
течение 1—2 мин. При этом компьютерная расшифровка картины рефлексов
обратной съемки позволяет также выявлять посторонние кристаллы в моно-
кристаллической отливке.
По нашему мнению, принципиально возможно дополнение программы
обработки данных с целью получения количественных оценок блочности
контролируемой структуры. Весь объем информации, полученной контроле-
ром для каждой проверенной лопатки, хранится в памяти компьютера и
614
может быть при необходимости выведен на экран монитора или распечатан
на принтере.
Разработка совершенных компьютерных систем контроля описанного типа
является весьма актуальной задачей для обеспечения высокого качества мо-
нокристаллических лопаток в условиях массового производства.
3.	Монокристаллические лопатки с проникающим охлаждением
За последние два десятилетия повышение температуры газа на входе в
турбину составило почти 300°С. Этот прирост обеспечен практически поров-
ну двумя путями: разработкой новых жаропрочных сплавов для турбинных
лопаток и совершенствованием их системы охлаждения. Наиболее распрост-
раненным способом охлаждения рабочих и сопловых лопаток газовой турби-
ны сегодня остается конвективно-пленочный, который в предельном случае
позволяет поднять температуру газа на входе в турбину до 1850—1900 К.
Дальнейшее повышение эффективности охлаждения лопаток может быть
обеспечено за счет применения проникающего (транспирационного) охлаж-
дения, которое позволит понизить температуру на их поверхности так, что
температуру газа можно будет поднять до 2200 К. Это открывает возможно-
сти создания практически стехиометрического двигателя. Главное преимуще-
ство проникающего охлаждения, благодаря более развитой поверхности теп-
лоотбора, заключается в уменьшении расхода воздуха на 30—50 %. Кроме
того, оптимально сконструированная лопатка с проникающим охлаждением
при одинаковых геометрических размерах легче аналогичной детали с кон-
вективно-пленочным охлаждением, что весьма существенно при использова-
нии более плотных сплавов третьего поколения.
На рис. 12.1 показан график зависимости коэффициента запаса статичес-
кой прочности от толщины стенки лопатки из сплошного материала и мате-
риала с полостью при центробежном напряжении 200 и 300 МПа. При оди-
наковом местном запасе статической прочности (например 1,82) толщина
сплошной стенки лопатки при 1000°С и центробежной нагрузке 200 МПа
составляет 2,1 мм, тогда как суммарная толщина стенки лопатки с полостью
для этих условий равна 1,46 мм.
Рис. 12.1. Минимальные запасы статической
прочности сплошной (и) и полой стенок
лопатки (□) при различных толщинах и на-
пряжениях:
1 ~ 200 МПа; 2 - 300 МПа
615
Основная цель рассматриваемого способа состоит в создании дополни-
тельных элементов системы охлаждения непосредственно в стенке лопат-
ки. При этом чем ближе указанные элементы расположены к наружной
поверхности пера лопатки, тем выше эффективность теплоотбора через ее
стенку, обычно имеющую толщину ~0,5 мм.
В зависимости от температурного режима работы двигателя, конструктив-
ных особенностей лопатки, технологических возможностей ее производства и
экономической целесообразности существуют различные схемы реализации
способа проникающего охлаждения. Следует при этом отметить, что во всех
случаях используется сочетание способов охлаждения: для входной кромки
предусматривается пленочный способ, для выходной — конвективный, а спин-
ка и корыто имеют проникающее охлаждение.
Соответственно общим признаком для всех конструктивных решений про-
никающего охлаждения является двойная стенка пера на спинке и корыте,
разделенная сплошной полостью либо отдельными радиальными каналами.
Внутренняя «холодная» стенка, которая является несущей, имеет ряды калиб-
рованных отверстий для циркуляции охлаждающего воздуха, а на внешнюю
горячую поверхность воздух выпускается через выходные отверстия.
В патенте фирмы «Rolls-Royce»1 проанализированы различные формы по-
перечного сечения радиальных каналов и профили поверхности внутренней
полости лопатки, определены значения перепада температур и, следователь-
но, термических напряжений в сечении стенки лопатки, а также выбраны
оптимальные профили. Подача охлаждающего воздуха производится со сто-
роны замка через радиальные каналы 1 в стенке со стороны спинки
(рис. 12.2, а). Далее воздух поступает в центральную полость 2 через отвер-
стия в этих каналах, а затем попадает в радиальные каналы 3 на корыте и
выбрасывается на поверхность давлением через наклонные отверстия 4, Та-
ким образом, в данном случае реализуется комбинированная схема охлажде-
ния: конвективное со стороны спинки и проникающее со стороны корыта.
На рис. 12.2, б приведена оптимальная форма радиальных каналов и сечение
стенки лопатки в виде «фестона», позволяющие снизить перепад температур
вдоль сечения А—А до 140°С по сравнению с 200°С в лопатке, показанной на
рис. 12.2, а.
Основываясь на описанном изобретении, фирма «Rolls-Royce» разработала
конструкцию рабочей лопатки для двигателя Trent с температурой газа на
входе в турбину > 1900 К.
Продвижение в промышленное производство охлаждаемых лопаток с ус-
ложненной конструкцией внутренних полостей ставит перед технологами ряд
серьезных проблем. Сложный процесс изготовления керамических стержней
для формирования внутренней полости и радиальных каналов в стенке ло-
патки с проникающим охлаждением состоит из двух стадий [3]. На первой
из них прессуют два тонкостенных «растворимых» и впоследствии удаляемых
стержня 2 (рис. 12.3). Внутренняя сторона одного из «растворимых» стержней
воспроизводит обводы центрального стержня со стороны спинки, а второго — со
стороны корыта. На внешней поверхности «растворимых» стержней предус-
1 Пат. 2283538 (Великобритания).
616
4
б
Рис. 12.2. Схема движения воздушных потоков при охлаждении лопатки (а) и оптимальная
форма радиальных каналов в стенке лопатки (б) [3]:
1 — радиальные каналы со стороны спинки; 2 — центральная полость;
3 — радиальные каналы со стороны корыта; 4 — наклонные отверстия
мотрены пазы, форма и размер которых соответствуют будущим радиальным
каналам. Затем в пазах по местам расположения входных отверстий сверлят
отверстия диаметром < 1 мм. На второй стадии «растворимые» стержни по-
мещают в пресс-форму 3 для изготовления основного стержня. В процессе
его прессования стержневая масса заполняет центральную полость, формиру-
ющую основной стержень, продавливается через отверстия в «растворимых»
стержнях и заполняет пазы. Перед обжигом «растворимые» стержни удаляют.
Наибольшие трудности в производстве таких сложных стержней связаны с
изготовлением пресс-форм и выбором совместимых материалов для основно-
го и «растворимых» стержней. Материал последних должен быть достаточно
прочным, чтобы не разрушаться при сверлении в нем отверстий и в процес-
се прессования основного стержня. При удалении «растворимых» стержней
не должен портиться основной стержень. Реологические свойства материала
основного стержня должны обеспечивать возможность формования толстых и
тонких сечений (штырьки диаметром 1 мм) с минимальной сепарацией стер-
жневой массы.
Поскольку номинальные сечения каждой из стенок лопатки уменьшаются
вдвое по сравнению с таковыми при других схемах охлаждения, требуемые
допуски у лопаток с проникающим охлаждением оказываются в два раза
меньше. Для фиксации положения стержней используются платиновые за-
617
Рис, 12.3. Принципиальная схема [4]
конструкции пресс-формы для изго-
товления основного керамического
стержня:
1 — основной стержень; 2 — «раство-
римый» стержень; 3 — пресс-форма
для основного стержня
клепки, в отличие от известных
жеребеек не вызывающие пос-
ледующей рекристаллизации.
Дальнейшие операции (изготовление моделей и оболочковой формы, на-
правленная кристаллизация, удаление стержня) соответствуют стандартной
технологии точного литья. Направленную кристаллизацию лопаток с прони-
кающим охлаждением наиболее целесообразно проводить в высокоградиент-
ных печах. Эта рекомендация имеет следующее физическое обоснование. При
направленной кристаллизации по методу Бриджмена междендритное расстоя-
ние составляет 350—400 мкм, что сравнимо с толщиной стенки лопатки (500
мкм), в которой помещается всего один ряд дендритов. Направленная крис-
таллизация в высокоградиентных печах приводит к уменьшению междендрит-
ного расстояния в 2-3 раза, т.е. количество дендритов на единицу площади
возрастает в 4—9 раз. Положительным следствием этого является, в частно-
сти, возможность ускоренного устранения дендритной ликвации при после-
дующей термической обработке благодаря сокращению путей диффузионного
массопереноса. В свою очередь, это способствует уменьшению микропорис-
тости в теле отливки.
Существует проблема нанесения защитных покрытий на лопатки с прони-
кающим охлаждением, связанная с влиянием покрытия на геометрию и раз-
меры каналов, а также входных и выходных отверстий. Максимальное изме-
нение размеров имеет место при нанесении конденсационных покрытий,
тогда как использование диффузионных покрытий влечет за собой минималь-
ные изменения соответствующих размеров.
Следует особо отметить, что в отличие от технологии производства лопа-
ток с проникающим охлаждением, принятой в фирмах «Rolls-Royce» и «Pratt
& Whitney» и предусматривающей прожиг выходных отверстий на внешней
стенке лопатки, по технологии ВИАМ эти отверстия формируются в процес-
се литья.
Зарубежные фирмы сообщают о разных вариантах схем проникающего
охлаждения (например, Lamilloy — фирма «Allison», Supper Cooling — фир-
ма «Pratt & Whitney» и др.), при этом фирма «Pratt & Whitney» намерена
использовать свою схему охлаждения в двигателях гражданских (PW 4000,
PW 8000) и военных самолетов (F-119-PW-100, F-119-PW-229 и JSF F-119).
Рассматривая современные достижения в создании лопаток с проникаю-
щим охлаждением и дальнейшие перспективы этого направления, нельзя не
заметить их неразрывную связь с успехами в области разработки новых жа-
ропрочных сплавов и технологии монокристаллического литья.
618
4.	Защита лопаток от воздействия
высоких температур и газовой коррозии
Ввиду недостаточных уровней жаростойкости и коррозионной стойкости
никелевых жаропрочных сплавов с направленной и монокристаллической
структурой^, для обеспечения ресурса охлаждаемых лопаток турбин использу-
ются защитные покрытия, которые предохраняют поверхность внутренней
полости и внешнюю трактовую поверхность деталей от высокотемператур-
ного окисления. Желательно также применение внешних теплозащитных по-
крытий из стабилизированного диоксида циркония, обладающего низкой
теплопроводностью [~ 2 Вт/(м • град)], что позволяет снизить температуру
пера лопатки.
Самыми эффективными для защиты внутренней полости охлаждаемых
лопаток ГТД оказываются методы, основанные на осаждении защитного
покрытия из газовой фазы (газовое циркуляционное алитирование, хромо-
алитирование, кобальталитирование и др.). Однако газовому циркуляцион-
ному методу присущи определенные ограничения. Легирование покрытия
двумя и большим числом элементов в данном случае достигается последо-
вательным насыщением слоя компонентами, т.е. технология имеет много-
стадийный характер. Кроме того, рассматриваемый метод характеризуется
сравнительно низкой точностью воспроизведения параметров защитного
покрытия (толщина слоя, интегральное содержание в нем легирующих
элементов). Для устранения указанных ограничений метода получения га-
зовых циркуляционных покрытий (ГЦП) необходимо разработать новые
способы комплексного легирования, обеспечивающие введение добавок при
одностадийном процессе формирования покрытий. С этой же целью тре-
буется совершенствование существующего промышленного оборудования с
переводом его на АСУ ТП, что позволит значительно улучшить точность
получения и воспроизведения параметров ГЦП. Следует отметить, что в
настоящее время ГЦП — единственный вид покрытия, которое защищает
поверхности охлаждающих отверстий лопаток с конвективно-пленочным
или проникающим охлаждением.
Для защиты внешней трактовой поверхности лопаток турбин в основном
применяются ионно-плазменные защитные покрытия различного типа (ле-
гированные диффузионные, конденсированные и конденсационно-диффузи-
онные), разработанные в ВИАМ. Эти покрытия характеризуются высокими
защитными свойствами, высокой точностью и относительно простой техно-
логией их получения, что способствовало их широкому использованию дви-
гателестроительными предприятиями авиационной промышленности для за-
щиты трактовой поверхности лопаток турбин (новых, а также ремонтируе-
мых). Гамма ионно-плазменных покрытий и материалов для их получения,
созданных в ВИАМ, обеспечивает защиту лопаток турбин в интервале рабо-
чих температур от 850—950°С (область горячей сульфидной коррозии) до
950—1200°С (область высокотемпературного окисления).
В области ионно-плазменных защитных покрытий перспективными явля-
ются комплексно-легированные покрытия диффузионного типа и конденса-
ционно-диффузионные покрытия с большим интегральным содержанием ле-
619
гирующих элементов (Al, Сг) и многозонным строением, что позволяет от-
нести их к классу градиентных покрытий, отличающихся существенно нео-
днородным распределением легирующих элементов по толщине.
Комплексно-легированные покрытия диффузионного типа должны обла-
дать высокой термостабильностью в контакте с материалом лопатки при ра-
бочих температурах до 1100°С. Указанное требование удовлетворяется путем
легирования покрытия тугоплавкими элементами, снижающими диффузион-
ную активность во внешнем слое покрытия из моноалюминида никеля. Та-
кие покрытия в первую очередь требуются для монокристаллических турбинных
лопаток с проникающим охлаждением, поскольку благодаря формированию по-
крытий за счет диффузии в поверхность жаропрочного сплава они способны
свести к минимуму сужение проходного сечения каналов охлаждения.
Дальнейшее совершенствование конденсационно-диффузионных покрытий
возможно посредством комплексного легирования конденсированного и диф-
фузионного слоев элементами, повышающими термостабильность и ресурс
покрытия при 1100— 1200°С, а также улучшающими его совместимость с ма-
териалом лопатки.
При создании перспективных ионно-плазменных защитных покрытий наи-
более целесообразно использовать новый разработанный в ВИАМ технологи-
ческий процесс ионного насыщения поверхности жаропрочного сплава леги-
рующими элементами из металлической плазмы при низких энергиях частиц
(до 2000-3000 эВ).
Применение теплозащитных покрытий (ТЗП) обеспечивает дальнейшее
повышение ресурса турбинных лопаток благодаря снижению температуры их
поверхности на 50—100°С.
В качестве соединительного слоя для ТЗП могут быть эффективно исполь-
зованы многокомпонентные ионно-плазменные покрытия, которые при вы-
соком качестве значительно дешевле аналогичных электронно-лучевых покры-
тий. Тем не менее в настоящее время показано, что для нанесения керами-
ческого слоя ТЗП на рабочие лопатки турбин наиболее приемлема
электронно-лучевая технология, которая обеспечивает предпочтительную стол-
бчатую структуру керамики.
Следует подчеркнуть, что вследствие низкой надежности современных ТЗП
расчет температурного поля лопатки целесообразно проводить, не учитывая
тепловой эффект от керамического слоя. При этом соединительный слой
должен обладать достаточными защитными свойствами, чтобы гарантировать
удовлетворительную работу лопатки в случае частичного отслоения керами-
ческого слоя. При реализации такого подхода наличие керамического слоя
покрытия обеспечивает более благоприятные условия работы лопатки и спо-
собствует увеличению ее эксплуатационного ресурса.
Широкое применение ТЗП требует решения ряда сложных научно-техни-
ческих проблем. К ним следует отнести проблему окисления границы между
соединительным слоем и слоем керамики, значительное снижение теплоза-
щитного эффекта и работоспособности покрытия при увеличении температу-
ры керамического слоя выше 1100—1150°С, обусловленное ростом коэффици-
ента его теплопроводности. В настоящее время ресурс ТЗП определяется
скоростью роста оксидной пленки на внешней поверхности соединительного
620
слоя и структурой этой пленки, так как отслоение керамического слоя про-
исходит именно по оксидной пленке, толщина которой в процессе эксплуа-
тации лопаток с ТЗП достигает 10—15 мкм.
Снизить скорость роста оксидной пленки можно путем уменьшения «про-
зрачности» по кислороду керамического слоя ТЗП из стабилизированного
диоксида циркония и создания эффективного соединительного жаростойко-
го слоя, обеспечивающего рост (с минимальной скоростью) плотной (беспо-
ристой) и прочной оксидной пленки. Поэтому в настоящее время необходи-
мо вести поисковые научно-исследовательские работы, направленные на
подбор состава и конструкции соединительного слоя, а также состава кера-
мики и технологии получения ТЗП. Успешное продвижение в этих направ-
лениях обеспечит наиболее высокие защитные свойства теплозащитного по-
крытия. Перспективными представляются также исследования в области
получения ионно-плазменного керамического слоя с помощью плазмохимии
высоких энергий путем подачи в плазму сплава Zr—Y кислорода при давле-
нии порядка 10”4 мм рт.ст. Однако ионно-плазменная технология по своей
природе позволяет производить плотный и субмелкозернистый керамичес-
кий слой, который не дает возможности компенсировать напряжения в нем
при нагреве и охлаждении композиции сплав — ТЗП. Вследствие указанной
причины для получения работоспособного ионно-плазменного керамическо-
го слоя потребуется подобрать особую термообработку этой композиции,
которая способна будет вызвать образование микротрещин в керамическом
слое. Как альтернатива понадобится разработка специальных технологичес-
ких приемов формирования таких микротрещин уже в процессе осаждения
слоя. Переход на использование ионно-плазменного керамического слоя
позволит значительно снизить стоимость ТЗП.
5.	Оборудование для производства
монокристаллических турбинных лопаток
Производство монокристаллических лопаток из жаропрочных сплавов бы-
стро развивается. При этом наблюдается значительное увеличение номенкла-
туры и объема выпуска деталей, применяемых в двигателях гражданской и
военной авиации, ракетных и танковых двигателях, стационарных установках
энергетического назначения, газоперекачивающих агрегатах и другом обору-
довании. Этим определяется актуальность научно-технических разработок,
направленных на дальнейшее развитие технологии монокристаллического
литья и совершенствование литейного оборудования.
Возрастающая потребность в использовании технологии литья монокрис-
таллических деталей, в повышении их качества* и удешевлении производства
диктует необходимость непрерывного совершенствования ранее созданного
литейного оборудования — установок УВНК-8 и УВНК-12, предназначенных
для производства монокристаллических лопаток высотой до 200 и 400 мм
соответственно. Главными целями при этом являются разработка систем ав-
томатизированного управления литьем и повышение градиента температур на
фронте роста монокристаллов.
621
В проектируемых установках УВНК-9 и УВНК-14, создаваемых на базе
действующих установок УВНК-8 и УВНК-12 соответственно, предусмотрена
организация высокопроизводительного и высококачественного процесса под
управлением компьютера с предварительным нагревом форм в шлюзовой
камере, а также с использованием меняющего свои размеры по заданной
программе теплового экрана и других технологических решений.
Планируется также развитие уникального оборудования для высокогради-
ентной направленной кристаллизации (ВГНК) жаропрочных сплавов. Прове-
денный в ВИАМ на установке УВНС-4 комплекс исследований процесса
ВГНК позволил сформулировать требования к серийному образцу промыш-
ленной высокоградиентной печи, включающие:
—	пакет предложений, обеспечивающих создание эффективного и надеж-
но работающего теплового узла;
—	комплекс требований и технических предложений по конструктивному
решению устройства тепловых экранов;
-	условия, позволяющие реализовать оптимальную конструкцию нагревателя;
—	решение вопросов, связанных с созданием ванны с жидкометалличес-
ким охладителем, в том числе выбор жидкого металла-охладителя, поддержа-
ние в ванне требуемой температуры и т.д.;
—	обеспечение возможности перехода от отливки одной лопатки к полу-
чению блока лопаток.
В настоящее время завершается создание проекта промышленной уста-
новки УВНС-5 для отливки методом ВГНК серийных лопаток с предполага-
емой производительностью до 10 деталей за цикл. Установка УВНС-5 по-
зволит получать лопатки перспективных ГТД в необходимых количествах.
Поскольку в ней будут сохранены отработанные на предшествующей уста-
новке УВНС-4 хорошо зарекомендовавшие себя особенности технологии и
многие конструкторские решения, она сможет обеспечить отливку монокри-
сталлических деталей с наиболее совершенной тонкодендритной структурой.
В ближайшей перспективе предстоит выполнить значительный объем ра-
бот, связанных с реализацией технологии монокристаллического литья в про-
изводстве крупногабаритных лопаток для стационарных перекачивающих и
энергетических газотурбинных установок.
В связи с этим надлежит решить сложные задачи по двум основным на-
правлениям:
1. Разработка литейных коррозионностойких жаропрочных сплавов дли-
тельного ресурса, который при типичных для ГТУ рабочих температурах 750—
950°С может составлять 100—200 тыс. ч. Такие сплавы работают в условиях
воздействия коррозионных сред, возникающих в результате сгорания жидко-
го топлива или природного газа, т.е. при более существенном загрязнении
рабочего газа серой, ванадием и другими вредными примесями, чем газовых
потоков в авиационных двигателях.
Хотя общие принципы легирования жаропрочных сплавов авиационного
назначения достаточно отработаны и успешно прошли практическую провер-
ку, в данном случае придется учитывать специфические требования, предъяв-
ляемые к коррозионностойким сплавам, в частности необходимость повыше-
ния сопротивления материала сульфидной коррозии, обеспечения его фазо-
622
вой стабильности для предотвращения выделения охрупчивающих фаз в те-
чение весьма большого ресурса. Кроме того, из-за необходимости увеличения
температуры газа на входе в турбину перспективных ГТУ, ставится задача
повышения температурного уровня работоспособности коррозионностойких
сплавов нового поколения.
2. Разработка технологии и оборудования для отливки лопаток с монокри-
сталлической структурой для ГТУ мощностью 60; 100; 250 и 450 МВт. Лопат-
ки этих перспективных энергетических установок XXI в. по своим габаритам
и массе значительно превосходят аналогичные детали ГТД (табл. 12.2).
Таблица 12,2. Основные параметры рабочих и сопловых лопаток перспективных ГТУ
Тип лопатки	Ступень турбины	Высота, мм	Размер в плане, мм	Масса, кг	Тип структуры
Рабочая	I	360	180x160	5	МОНО
(с охлаждением)	II	550	220x200	8	МОНО
Рабочая	III	750	230x210	11,5	НК [001]
	IV	980	280x240	15	НК [001]
	V	1030	—	—	—
Сопловая	III	780	360x230	26	'	НК [001]
(с охлаждением)	IV	890	370x310	38	НК [001]
Указанные в табл. 12.2 габариты требуемых для перспективных ГТУ лопа-
ток делают необходимым создание нового поколения технологических уста-
новок. Эти установки должны обеспечивать возможность производства отли-
вок, которые вместе с формой, включающей заливочную чашу и конус для
передачи монокристаллической структуры от затравки к детали, могут иметь
размер до 1500 мм.
Новое, максимально автоматизированное оборудование может быть созда-
но при условии успешного решения следующих задач:
—	обеспечение требуемой прочности, термостойкости, химической инерт-
ности, а также геометрической точности формы и стержня;
—	создание подвески, позволяющей разгрузить форму от гидростатическо-
го давления залитого металлического расплава;
—	обеспечение последовательного заполнения формы расплавом одновре-
менно с течением процесса кристаллизации, что позволило бы не заливать
форму полностью и значительно облегчило бы условия ее работы;
—	организация направленного теплоотвода при затвердевании значитель-
ных масс металла в отливках, имеющих большое поперечное сечение.
Таким образом, создание новой конкурентоспособной техники для нужд
ведущих отраслей народного хозяйства и обороны страны в большой степени
зависит от успехов, которые в ближайшие годы будут достигнуты в областях
разработки новых жаропрочных сплавов, защитных покрытий, технологии и
оборудования для производства турбинных лопаток с монокристаллической
структурой.
623
библиографический список
К главе 1
1.	Кишкин С.Т., Логунов А.В., Луковкин А.И. и др. Проблемы прочности. — 1984.— № 7. —
С. 46-49.
2.	Кузнецов Н.Д., Цейтлин В.И. Эквивалентные испытания газотурбинных двигателей. —
М.: Машиностроение, 1976. — 214 с.
3.	Методы испытания, контроля и исследования машиностроительных материалов: Справ,
пособ. под ред. А.Т. Туманова. Т.П. Методы исследования механических свойств метал-
лов. — М.: Машиностроение, 1974. — 320 с.
4.	Бокштейн С.З., Кишкин С.Т., Светлов И.Л и др. // Физика металлов и металловеде-
ние. - 1975. - Т. 39. - Вып.З. - С. 628-637.
5.	Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. — М.: Машинострое-
ние, 1998. — 463 с.
6.	Биргер И.А., Балашов Б.Ф., Дульнев Р.А. и др. Конструкционная прочность материалов и
деталей газотурбинных двигателей. — М.: Машиностроение, 1981. — 222 с.
7.	Петрушин Н.В., Сорокина Л.П., Жуков С.Н. Ц МиТОМ. — 1995. — № 6. — С. 2—5.
8.	Герцов Л.Б. Детали газовых турбин: материалы и прочность. - Л.: Машиностроение (Ле-
нинградок. отд.), 1982. — 296 с.
К главе 2
1.	Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. 4.2 // Материаловедение. - 1997. № 5. —
С. 14-17.
2.	Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Ц Материаловедение. — 1997. № 4. — С.
32-39.
3.	Сидоров В.В. Технология легких сплавов: Сб. науч. тр. М.: ВИЛС, 1995, № 1, с. 35—39.
4.	Кишкин С.Т., Логунов А.В., Петрушин Н.В. и др. Вопросы авиационной науки и техни-
ки. Авиационные материалы. Методы исследования конструкционных материалов: Сб.
тр. - М.: ВИАМ, 1987, с. 6-18.
5.	Логунов А.В., Петрушин НВ., Кулешова Е.А., Должанский Ю.М. Ц МиТОМ. — 1981. —
№ 6. - С. 16-20.
6.	Петрушин Н.В., Игнатова И.А., Логунов А.В. и др. // Изв. АН СССР (Сер. Металлы). —
1981. - № 6. - С. 153-159.
7.	Кишкин С.Т., Логунов А.В., Портной К.И. и др. — ДАН СССР (Сер. Физическая химия).
1981. - Т. 256. - № 4. - С. 900-903.
8.	Яцыка С.И. Производство высокотемпературных литых лопаток авиационных ГТД. —
М.: Машиностроение, 1995. — 255с.
9.	Орехов Н.Г., Глезер Г.М., Кулешова Е.А., Толораия В.Н. // МиТОМ. — 1993. — № 7. — С.
32-35.
10.	Братухин А.Г., Талалаев В.Д., Карасев Б.Е., Логунов А.В. // Вестник машиностроения.
- 1992. - № 6-7. - С. 56-59.
11.	Патон Б.Е., Кишкин С.Т., Строганов Г.Б., и др. Жаропрочность литейных никелевых
сплавов и защита их от окисления. — Киев: Наукова думка, 1987. — 256 с.
12.	Глезер Г.М., Качанов Е.Б., Кишкин С.Т. и др. Авиационные материалы на рубеже
XX-XXI веков: Сб. тр. - М.: ВИАМ, 1994, с. 244-252.
13.	Морозова Г.И. Авиационные материалы на рубеже XX-XXI веков: Сб. тр. — М.: ВИАМ,
1994, с.460-465.
624
14.	Епишин А.И., Светлов И.Л., Bruecner U. и др. // Материаловедение. — 1999. - № 3. -
С. 32-42.
75.	Светлов И.Л., Олдаковский И.В., Петрушин Н.В., Игнатова И.А. // Изв. АН СССР (Сер.
Металлы). - 1991. - № 6. — С. 150-157.
16.	Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. - М.: Машинострое-
ние, 1998. - 463 с.
17.	Светлов И.Л., Кулешова Е.А., Монастырский В.П. и др. // Изв. АН СССР (Сер. Метал-
лы). - 1990. - № 1. - С. 86-93.
18.	Кишкин С.Т., Логунов А.В., Светлов И.Л. Авиационные материалы / Под общей ред.
Г.Б. Строганова и Р.Е. Шалина\ Сб. тр. — М.: ВИАМ, 1982, с. 111—119.
19.	Кишкин С.Т., Строганов Г.Б., Логунов А.В. и др. // Изв. АН СССР (Сер. Металлы). —
1983. - № 5. - С. 143.
20.	Акимов Л.М. Выносливость жаропрочных материалов. — М.: Металлургия, 1977. - 152 с.
21.	Кишкин С.Т., Строганов Г.Б., Логунов А.В. // Изв. АН СССР (Сер. Металлы). — 1983. —
№ 6. - С. 163.
22.	Колачев Б.А., Елагин В.И., Ливанов В.А. Металловедение и термическая обработка цвет-
ных металлов и сплавов. — М.: -МИСИС-. - 1999. — 413 с.
23.	Морозова Г.И. // ДАН СССР (Сер. Физическая химия). - 1991. — Т. 320. - № 6. —
С. 1413-1416.
24.	Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова М.Н. и др. Физико-химический фазовый анализ
сталей и сплавов. — М.: Металлургия, 1978. — 336 с.
25.	Бокштейн С.З., Гинзбург С.С., Кишкин С.Т., Мороз Л.М. Электронно-микроскопическая
авторадиография в металловедении. — М.: Металлургия, 1978. — 263 с.
26.	Петрушин И.В., Логунов А.В., Должанский Ю.М. и др. В кн.: Сплавы редких и тугоплав-
ких металлов с особыми физическими свойствами: Сб. тр. — М.: Наука, 1979, с. 63—67.
27.	Логунов А.В., Петрушин Н.В., Кулешова Е.А., Должанский Ю.М. // МиТОМ. — 1981. —
№ 6. - С. 16-20.
28.	Логунов А.В., Петрушин Н.В., Хацинская И.М. // МиТОМ. — 1977 — № 6. — С. 67—68.
29.	Animalu А.О.Е. // Proc. Roy. Soc. - 1966. — V. 294. — Р. 376—392.
30.	Богданов В.И., Рубан А.В., Логунов А.В. и др. // ДАН СССР (Сер. Физическая химия). —
1984. - Т. 277. - № 2. - С. 408-411.
31.	Портной К.И\ Богданов В.И., Фукс Д.Л. Расчет взаимодействия и стабильности фаз. —
М.: Металлургия, 1981. - 248 с.
32.	Богданов В.И.{ Рубан А.В., Фукс Д.Л. Ц ФММ. - 1982. - Т. 53. - С. 521-523.
33.	Колачев Б.А., Ильин А.А. В сб.: Металловедение, литье и обработка сплавов: Сб. тр. —
М.: ВИЛС, 1995, с. 69-82.
34.	Поварова КБ., Филин С.А., Масленков С.Б. // Изв. АН СССР (Сер. Металлы). 1993. —
№ 1. - С. 191-205.
35.	Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных
сплавов. — М.: Машиностроение, 1997. — 333 с.
36.	Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. — М.: Метал-
лургия, 1977. — 223 с.
37.	Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов. — М.: Металлургия, 1971. -
496 с.
38.	Кулешова Е.А., Черкасова Е.Р., Логунов А.В. // МиТОМ. — 1981. — № 6. — С. 20-23.
39.	Василёнок Л.Б., Каблов Е.Н., Разумовский И.М. // ДАН СССР (Сер. Техническая физи-
ка). - 1998. - Т. 360. - №5. - С. 622-625.
40.	Чубаров В.Г., Каблов Е.Н., Степанов В.М. и др. // Авиационная промышленность. -
1980. - №11. - С. 44 - 46.
41.	Бокштейн С.З., Василёнок Л.Б., Шалин Р.Е. // Изв. АН СССР (Сер. Металлы). - 1980. —
№4 - С. 125-130.
42.	Шпунт КЯ. В кн.: Конструкционные и жаропрочные сплавы для новой техники. —
М.: Наука, 1978, с. 286-292.
43.	Бокштейн С.З., Болберова Е.В., Кишкин С.Т. и др. ’// ДАН СССР (Сер. Физическая
химия). - 1980. - Т. 253 - № 6. - С. 1377-1379.
44.	Аристова Е.Ю., Белова Е.Н., Бондаренко Ю.А. и др. // Изв. АН СССР (Сер. Металлы).
- 1996. - № 3. - С. 113-120.
45.	Чубаров В.Г., Каблов Е.Н. и др. Авиационные материалы: Сб. тр. — М.: ВИАМ, 1981,
№ 6, с. 40-45.
46.	Бронфин М.Б., Сорокина Л.П., Тимофеева О.Б., Шлыкова Н.Ф. // Вестник ноу-хау. —
1993. - №2. - Вып. 1. С. 83-85.
625
К главе 3
1. Линчевский Б.В. Вакуумная индукционная плавка. — М.: Металлургия, 1975. — 239 с.
2. Окороков Г.Н., Шалимов А.Г., Антипов В.М., Тулин Н.А. Производство стали и сплавов
в вакуумных индукционных печах. — М.: Металлургия, 1972. — 190 с.
5. Holt R.T., Wallace W. // Intern, metals reviews. - 1976. - V.21. - № 1. - P. 1-24.
4.	Meetham G.W. Trace elements in supperalloys overview // Metals Techn. — 1984. — V. 11. —
№ 10. - P. 414-418.
5.	Durber G., Osqerby S. // Metals Technol. - 1984. - V. 11. - № 4. - P. 129-137.
6.	Ford D.A. // Metals Technol. - 1984. - V. 11. - № 4. - P. 438-445.
7.	Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова M.H. и др. Физико-химический фазовый анализ
сталей и сплавов. — М.: Металлургия, 1978 — 335 с.
8.	Wang Y.S., Guan Х.М., Ye H.Q., Bi J., Xu A.S. Supperalloys metallurgy and manufacture:
Proc. 4th Int. Conf., 1980, Seven Springs, USA. — P. 63-72.
9.	Guan X.M., Ye H.Q. Ц J. Mater. Sci. - 1980. - V. 15. - № 11. - P. 2935-2937.
10.	Поляков А.Ю. В сб.: Вакуумная металлургия. — М.: Металлургиздат, 1962, с. 7—75.
И. American Chemical Society Bulletin, Ceramic Bulletin. - 1979. - V. 58. - № 5.
12.	Буравихин B.A., Прытов M.B. // Изв. АН СССР (Сер. Металлы). - 1984. — № 1. - С.
69-71.
13.	Баландин Г.Ф. // Формирование кристаллического строения отливок. Кристаллизация
в литейной форме. - М.: Машиностроение, 1973. - 288 с.
14.	Семенченко В. К. Поверхностные явления в металлах и сплавах. — М.: Гостехиздат,
1957. - 291 с.
15.	Кунин Л.А. Поверхностные явления в металлах. — М.: Металлургиздат, 1955. — 492 с.
16.	Ермолаев К.Н., Вертман А.А., Самарин А.М. В кн.: Свойства расплавленных металлов. —
М.: Наука, 1974. С. 70-73.
17.	Yamaguchi S., Kobauashi Н., Matsumiya Т, Hayami S. // Metals techn. — 1979. — V. 41. -
№ 5. - P. 170-175. x
18.	Савицкий E.M., Терехова В.Ф. Металловедение редкоземельных металлов. — М.: Наука,
1975. - 270 с.	\
19.	Кишкин С.Т., Строганов Г.Б., Логунов А.В. и др. // Изв. АН СССР (Сер.Металлы). -
1983. - № 6. - С. 163-169.
20.	Бокштейн С.З. Диффузия и структура металлов. — М.: Металлургия, 1973. — 206 с.
21.	Кишкин С.Т., Строганов Г.Б., Логунов А.В. и др. Тезисы докл. на 4-м Всесоюзном со-
вещ. «Диаграммы состояния металлических систем». — М.: Наука, 1982, с. 152—153.
22.	Кишкин С.Т., Кулешова Е.А., Логунов А.В., Петрушин Н.В. // Изв. АН СССР. Сер. Ме-
таллы. — 1980. - №6. - С. 190-194.
23.	Durber G., Osgerby S. // Metals Technol. — 1984. - V. 11 - № 4. — P. 129.
24.	Диаграммы состояния двойных металлических систем / Под общ. ред. акад. РАН Н.П.
Лякишева. — М.: Машиностроение, 1996, с. 780; 726.
25.	Сидоров В.В. Ц МиТОМ. - 1995. - № 1. - С. 33-36.
К главе 4
1.	Лященко Н.П. Литье по выплавляемым моделям / Под ред. Я.И. Шкленника и В.А. Озе-
рова. — М.: Машиностроение, 1971.
2.	Нехедзи Ю.А. Стальное литье. — М.: Металлургиздат, 1948. — 768 с.
3.	Наследственность структуры шихты и расплавов в литых сплавах // Литейное произ-
водство. — 1988. - № 9.
4.	Ладьянов В.И., Кисунько В.З. и др. Науч, сообщ. IV Всесоюзной конф, по строению и
свойствам металлических и шлаковых расплавов. — М.: Изд-во УНВ АН СССР, 1980,
с. 519-522.
5.	Крещановский Н.С., Сидоренко М.Ф. Модифйцирование стали. — М.: Металлургия,
1970. - 295 с.
6.	Баум Б.А., Хасин ТА. и др. Жидкая сталь. - М.: Металлургия, 1984. - 207 с.
7.	Барышев Е.Е., Костина Т.К. и др. // Литейное производство. - 1985. - № 7. - С. 10 - 11.
8.	Белащенко Д.К. Структура жидких и аморфных металлов. — М.: Металлургия, 1985. — 192 с.
9.	Крущенко Г.Г. Тр. III Всесоюзной конф. «Закономерности формирования структуры
сплавов эвтектического типа». — Днепропетровск, 1986. — Т. I.
10.	Tiler W.A, Takahashi T.R. //Acta metallurgica. — 1969. — V. 17. - № 4. - P. 114—121.
11.	Ершов Г.С., Черняков B.A. Строение и свойства жидких и твердых металлов. — М.:
Металлургия, 1978. - 248 с.
626
12.	Кочегура Н.М., Казанков С.П. и др. //Литейное производство. - 1985. - №10. - С. 13—14.
13.	Современные технологии в производстве газотурбинных двигателей / Под ред. А.Г. Бра-
тухина, Г.К.Язова, Б.Е.Карасева. — М.: Машиностроение, 1997. - 450 с.
К главе 5
1.	Hayer, Bruce A. Manufacturing Process for Superalloy Cast Parts, Phase I — Fundamentals,
JR-8-297 (VIII), Abex Co. (June 15, 1968).
2.	Personal Communication, Inco to Mechanical Properties Data Center (January, 1969).
3.	Симс Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы. — М.: Металлургия, 1976. — 393 с.
4.	Бокштейн С.З., Кишкин С.Т. Исследование строения металлов методом радиоактивных
изотопов. — М.: Оборонгиз, 1959. —120 с.
К главе 6
1.	Баландин Г.Ф. Основы теории формирования отливки. - М.: Машиностроение, 1976. 4.1. -
328 с.; 1979. Ч.П. - 335 с.
2.	Кузнецов В.А., Абрамов А.А.,Тихомиров М.А., Сабиров Д.Х. // Литейное производство. —
1997. - № 4. - С. 45-47.
3.	Журавлев В.А., Колодкин В.М. // Системы автоматизированного проектирования и уп-
равления качеством в литейном производстве: Тр. ЛПИ, № 433. — Л.: ЛПИ, 1989, с.
6-13.
4.	Колодкин В.М., Васькин В.В. и др. Повышение эффективности литейного производства:
Сб. трудов. - Л.: ЛДНТП, 1987, с. 59-62.
5.	Васькин В.В., КропотинХВ.В., Обухов А.В., Ощепкова С.А. // Литейное производство. -
2000. - № 2. - С. 29-31.
6.	Тихомиров М.Д., Сабиров Д.Х., Абрамов А.А., Голод В.М. Тезисы 5-й межд. науч.-тех.
конф. «Кристаллизация и компьютерные модели». - Ижевск: УдГУ, 1992, с. 101-103.
7.	Тихомиров МД. // Литейное производство. - 1998. - № 4. - С. 30-34.
8.	Тихомиров М.Д., Сабиров Д.Х. // Литейное производство. — 1992. — № 6. — С. 32—33.
9.	Краткая справка по системе ProCast. Компьютерное моделирование литейных процес-
сов: Тр. ЦНИИМ, вып.З. - СПб.: НТЦ «Информтехника», 1998, с.29.
10.	Бертман В.А., Поляков С.Н. // Литейное производство. — 1998. — № 1. — С. 31—32.
11.	Чистяков В.В., Неуструев А.А. // Межвуз. сб. тр.— Ярославль: ЯПИ, 1976. С. 40—50.
12.	Неуструев А.А. // Литейное производство. - 1987. - № 11. - С. 22—23.
13.	Неуструев А.А. // Литейное производство. — 1990. — № 10. — С. 2—3.
14.	Черный В.А., Неуструев А.А // Литейное производство. — 1997.— № 11. — С. 12—14.
75.	Неуструев А.А., Моисеев В.С. Автоматизированное проектирование технологических про-
цессов литья. - М.: МГАТУ, 1994. - 256 с.
16.	Неуструев А.А., Смыков А.Ф., Савин В.И., Денисов А.Я. // Литейное производство. —
2000. - № 7. - С. 43-45.
17.	Десницкий В.В. Автоматизированное проектирование технологии изготовления отливок.
- Л.: Изд-во ЛГУ, 1987. - 164 с.
18.	Неуструев А.А. Сб. тр. Обработка легких и специальных сплавов.: — М.: ВИЛС, 1996,
с. 228-238.
19.	Неуструев А.А., Моисеев В.С. // Литейное производство. — 1995. — № 12. — С. 21—23.
20.	Неуструев А.А., Смыков А.Ф., Модин С.В. // Литейное производство. — 1994. — № 4. —
С. 33-34.
21.	Леушин И.О. Автоматизированное проектирование металлической литейной оснастки на
ПЭВМ.- М.: Металлургия, 1994. - 96 с.
22.	Тимофеев Т.Н, Нищенков А.В. // Литейное производство. - 1993. - № 12. — С. 21-22.
23.	Журавлев В.А., Жалимбетов В.А., Васькин В.В., Каметов Н // Литейное производство. —
1988. - № 10. - С. 4-5.
24.	Неуструев А.А., Моисеев В.С. // Литейное производство. — 1987. - № 10. — С. 10-11.
25.	Неуструев А.А. Сб. тр. Технология обработки легких и специальных сплавов. - М.:
ВИЛС, 1994, с. 44-50.
К главе 7
7.	VerSnyder F.L., Shank М.Е. // Review Paper. Materials Science and Eng. — 1970. - V. 6. -
№ 4. - P. 213-247.
2.	Giamei A.F. and Tschinkel J.G. //- Metallurgical Transactions. - 1976. - V.7A (september). -
P. 1427-1434.
627
3.	Nakagawa Y.G., Murakami К., Ohtomo A., Saiga Y. // Transactions of the Iron and Steel
Institute of Japan. - 1980. - V.20. - № 9. - P. 614-623.
4.	Яцык С.И., Глотов Е.Б. // Заводская лаборатория. — 1973. — № 2. — С. 192—193.
5.	Бочвар А.А. Металловедение. — М.: Металлургиздат, 1956. — 494 с.
6.	Флеминге М. Процессы затвердевания. — М.: Мир, 1977. — 423 с.
7.	Физическое металловедение / Под ред. Р. Кана. Вып. 2. — М.: Мир, 1968. — 490 с.
8.	Курц В., Зам П.Р. Направленная кристаллизация эвтектических материалов. — М. : Ме-
таллургия, 1980. - 272 с.
9.	Kurz W. und Lux В. // Z. fur Metallkunde. - 1972. - Bd. 63, H. 9. - S. 509-515.
10.	VerSnyder F.L., Guard R.W. // Trans ASM. - 1960. - V. 52. - P. 485.
11.	Piercey B.J., Kear B.H., Smashey R.W. // Transactions of ASM. — 1967. — V. 60. — P. 634—644.
12.	Шалин P.E., Светлов И.Л. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов. —
М.: Машиностроение, 1997.
13.	Шубников А.В. // Кристаллография. - 1961. — Т. 6. - Вып. 2. - С. 244 —248.
14.	Козловский М.И. В кн.: Кристаллизация и фазовые переходы / Под ред. И.И. Сиро-
ты. — Минск: Наукова думка, 1962, с. 404 — 409.
75.	Петров Д.А. В кн.: Сплавы цветных металлов. — М.:Наука, 1972, с. 76 — 81.
16. Михеев М.А., Михеева И.М. Основы теплопередачи. — М.: Энергия, 1973. — 319 с.
77. Алексеев Г.Н. Общая теплотехника. — М.: Высшая школа, 1980. — 552 с.
18.	Кутателадзе С.С., Боришанскйй В.М. Справочник по теплопередаче. Ч. 1 и 2. — М.:
Машгиз, 1959.	\
19.	Неуструев А. А., Кац Э.Л. и др. Исследование теплофизических параметров высокоградиент-
ной направленной кристаллизации лопаток из жаропрочных сплавов. — М.: МАТИ, 1980.
20.	Яценко С.П. Галлий. Взаимодействие с металлами. — М.: Наука, 1974. — 220 с.
21.	Петрова А.Р., Кауфман В.Г., Вдовина Л.М., Шахнес Ю.А. // МиТОМ. — 1969. — № 10. —
С. 73-75.	?
22.	Светлов И.Л., Кулешова Е.А., Монастырский В.П. и др. — ДАН СССР (Сер. Металлы). —
1990. - №1. - С 86-93.
23.	Paul U., Esser W., Goldschmidt D. Production and Application of DS/SC Components in
High Efficiency Stationary Gas Turbines. -3rd Symposium Advanced Technologies and
Processes for Metals and Alloys, Hanau, F.R.G., 1995, (november 20-21), ALD-Symposium.
24.	Copley S.M., Giamei A.F., Johnson S.M., Hombecker M.F. // Met. Trans. - 1970. — V. 1
(august). - P. 2193-2204.
25.	Диаграммы состояния металлических систем / Под ред. Петровой Л.А. — М.: ВИНИТИ,
1986, Вып. XXX, с.206; 1987, XXXI; с.266; 1990 XXXIV, с. 186.
26.	Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптичес-
кий анализ. - М.: Металлургия, 1970. - 366 с.
27.	Рощина И.Н., Кривко А.И., Самойлов А.И., Игнатова И.А. Вопросы авиационной науки
и техники. Авиационные материалы. Методы исследования конструкционных материа-
лов: Сб. тр. - М.: ВИАМ, 1987, с. 141-146.
28.	Higginbothom G.J.S Ц Materials & Design. - 1987. - V.8. - № 1. - Р. 21-29.
29.	Vacuum Process Technology Solutions for the Next Millenium, 4th Symposium on Advanced
Technologies and Processes for Metals and Alloys, in Frankfurt (Main), Germany, 1999 (June
16th and 17th). - P. 31-34.
30.	Патон Б.Е., Строганов Г.Б., Кишкин С.Т. и др. Жаропрочность литейных никелевых
сплавов и защита их от окисления. — Киев.: Наукова думка, 1987. — 258 с.
31.	Карасев Б.Е., Аппилинский В.В., Белявский А.К. и др. Производство высокотемператур-
ных литых лопаток авиационных ГТД. — М.: Машиностроение, 1995.
32.	Шкленник Я.И., Озеров В.А. Литье по выплавляемым моделям. — М.: Машиностроение,
1984. -74 с.
К главе 8
7.	Курц В., Зам П.Р. Направленная кристаллизация эвтектических материалов. — М.: Ме-
таллургия, 1980. - 272 с.
2.	Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А. // Аэрокосмический курьер. - 1999. - № 2. - С. 60 - 62.
3.	Me Lean М. // J. Metals Soc. — 1983. — № 2. - Р. 6.
4.	Светлов И.Л., Кулешова Е.А., Монастырский В.П. и др. // ДАН (Сер. Металлы). -
1990. - № 1. - С. 86-93.
5.	Чалмерс Б. Теория затвердевания. — М.: Металлургия, 1968. - 288 с.
6.	Lecomte-Beckers I. // Met. Trans. - 1988 (September). - V.19A. - P. 2341-2348.
628
7.	Каблов Е.Н., Бунтушкин В.П. и др. // Материаловедение. - 1998. - № 7. - С. 13-15.
8.	Но С.Т., Cheng C.I., Ssekhar LA. Ц Met. Trans. - 1991 (January). - V.22A. P. 225-234.
9.	Bremer F.J., Beyss M., Karthaus E. a.o // J.Cryst.Growth. — 1988. — V.87. — P. 185—92.
10.	Lesoult G. // Ann. Chim. - 1980. - № 5. - P. 154-184.
11.	Giamei A.F., Tschinkel J.G. // Met. Trans. — 1976. — V.A7. — № 9. — P. 1427—1434.
12.	Каблов E.H., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. // Материаловедение. - 1997. - № 4. - С.
32-39.
13.	Дашко НЕ, Заславская Л.В., Козлова М.Н. и др. Физико-химический фазовый анализ
сталей и сплавов. — М.: Металлургия, 1978. — 336 с.
14.	Бондаренко Ю.А., Каблов Е.Н., Морозова Г.И. // МиТОМ. — 1999. — № 2. — С. 15—18.
75.	Бокштейн С.З., Гинзбург С.С., Кишкин С.Т. и др. Авторадиография поверхностей раздела
и температурная стабильность сплавов. — М.: Металлургия, 1987. — 263 с.
16.	Аристова Е.Ю., Белова Е.Н., Бондаренко Ю.А. и др. // ДАН (Сер. Металлы). - 1996. —
№ 3. - С.113-120Д
17.	Stohr J.F. Ц Ann. Chim. (Fr.). - 1978. - № 5. - Р. 226-241.
18.	Бондаренко Ю.А. // Материаловедение. 1998. — № 7. — С. 21—25.
19.	Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А. // Авиационная промышленность. — 1993. — № 2. — С.
9-10.
К главе 9
7. Абрамсон И.Д. Керамика для авиационных изделий. — М.: Оборонгиз, 1963. - 240 с.
2.	Будников П.П., Балкевич В.Л., Бережной А.С. Химическая технология керамики и огне-
упоров.— М.: Стройиздат. 1972. - 551 с.
3.	Кайнарский И.С., Дегтярева Э.В. Карборундовые огнеупоры. — Харьков: Металлургиз-
дат, 1963, с.7.
4.	Pickering ЕЕ. // Aerosp. Eng. - 1986. - № 1. - Р. 30-35.
5.	Harris К, Erikson G.C., Shwer R.E. Metals Handbook, ASM International,'1990. - P. 995.
6.	Лакеев А.С. Формообразование в точном литье. — Киев: Наукова думка, 1986. — 256 с.
7.	Харитонов Н.П., Островский В.В. Термическая и термоокислительная деструкция поли-
ограносилоксанов.— Л.: Наука, 1982. — 205 с.
8.	Tsugio Sato, Shigeki Sato // J. Am. Ceram. Soc. - 1991. — 74 (12). — P. 3081—3084.
К главе 10
7. Добромыслов B.A., Жаркова Л.В. // Дефектоскопия. - 1985. - № 1. С. 75-78.
2.	Клюев В.В., Соснин Ф.Р. Теория и практика радиационного контроля: Учебн. пособие
для вузов. - М.: Машиностроение, 1988. - 170 с.
3.	Добромыслов В.А. Радиационные методы неразрушающего контроля. — М.: Машиностро-
ение, 1999. - 104 с.
4.	Вайнберг Э.И., Казак И.А., Файнгойз М.Л. // Дефектоскопия. - 1985. — № 2. — С. 5-10.
К главе 11
7.	Пономарев Б.А. Настоящее и будущее авиационных двигателей. — М.: Воениздат, 1982.
- 396 с.
2.	Абраимов Н.В., Коломыцев П.Т. и др. В кн.: Получение и применение защитных покры-
тий. - Л.: Наука, 1987, с. 168-171.
3.	Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энер-
гоустановок / Под ред. Симса Ч.Т., Столоффа НС., Хагеля У.К: / Пер. с англ, под
ред. Шалина Р.Е. — М.: Металлургия, 1995. Кн.1 - 384 с., кн. 2 - 384 с.
4.	Коломыцев П.Т. Газовая коррозия и прочность никелевых сплавов. — М.: Металлургия,
1984. - 215 с.
5.	Векслер Ю.Г., Репина О.В., Лесников В.П., Кузнецов В.П. // Проблемы СЭМ. - 1992. -
№ 1. - С. 64-68.
6.	Малашенко И.С., Орленко В.В. и др. // Проблемы СЭМ. - 1990. - № 2. - С. 57- 63.
7.	Goward G.W. // J. Vac. Sci. and Technol. - 1986. — A4. - № 6. - P. 2905-2906.
8.	Mevrel R. // Material Science and Eng. - 1989, A. V. 120. - P. 13-24.
9.	Мовчан БА., Малашенко И.С. Жаростойкие покрытия , осаждаемые в вакууме. — Киев:
Наукова думка, 1983. - 231 с.
10.	Boone D.H. // Material Science and Technol. - 1986. - V. 2. - № 3. P. 220-224.
77.	Bunshah R.F. Ц Metal Finishing. - 1976. - № 1. - P. 43-48.
12.	Gill B. J., Tucker R.S. // Material Science and Technol. - 1986. - V. 2. — № 3. - P. 207-213.
629
13.	Патон Б.Е., Строганов Г.Б., Кишкин С.Т. и др. Жаропрочность литейных никелевых
сплавов и защита их от окисления. — Киев.: Наукова думка, 1987. — 256 с.
14.	Gow ard G.W. // Material Science and Technol. - 1986. - V. 2. — № 3. - P. 194-224.
75.	Абраимов Н.В. Высокотемпературные материалы и покрытия для газовых турбин. — М.:
Машиностроение, 1993. — 336 с.
16.	Терехова В.В., Андреева А.Г. Алитирование сплавов на никелевой основе // МиТОМ. —
1965. - № 10. - С. 32-34.
77.	Тамарин Ю.А. Жаростойкие диффузионные покрытия лопаток ГТД. - М.: Машиностро-
ение, 1978. — 133 с.
18.	Коломыцев 77. Т, Очеретин Ю. А. В кн. Защитные покрытия на металлах. — Киев.:
Наукова думка, 1974. Вып. 8, с. 1^7-160.
19.	Smeggil J.G. // Material Science and Eng. - 1987. — V. 87. — № 3. - P. 261-265.
20.	Lindfors P.A., Mularic W.M., Wehner G.K. // Surf, and Coat. Technol. - 1986. - V. 29. -
P. 275-290.
21.	Bother B., Winde B., Weismantel C. // Neue Hutte. - 1987. - V. 32. - № 4. - S. 121-126.
22.	Блинов И.Г., Дородное А.М., Минайчев В.Е., Мубояджян С.А. и др. Обзоры по электрон-
ной технике. Серия: Микроэлектроника. — М.: ЦНИИ «Электроника». Часть I. Физи-
ческие основы, 1974. Вып. 7(268). - 84 с.; Часть II. Плазменная технология высоких
энергий, 1975. — Вып. 8(269). - 75 с.
23.	Мубояджян С.А., Каблов Е.Н., Будиновский С.А. // МиТОМ. — 1995. — №2. — С. 15—18.
24.	Будиновский С.А., Каблов Е.Н., Мубояджян С. А. и др. Авиационные материалы на ру-
беже XX-XXI веков: Сб. тр. - М.: ВИАМ, 1994, с. 314-325.
25.	Лунев В.М., Овчаренко В.Д., Хороших В.М. Ц ЖТФ. - 1977. - № 7. - С. 1486-1490.
26.	Лунев В.М., Падалка В.Г., Хороших В.М. Ц ЖТФ. - 1977. - № 7. - С. 1491-1495.
27.	Толок В.Т., Падалка В.Г. //Атомная энергия. — 1978. — Т. 44. — С. 476—479.
28.	Дородное А.М. Ц ЖТФ. - 1978. - № 9. - С. 1858-1890.
29.	Дородное А.М. Физика и применение плазменных ускорителей. — Минск.: Наука и тех-
ника, 1974, с. 330—365.
30.	Дородное А.М., Мирошкин С.И. // ТВТ. - 1980. - № 5. - С. 1076-1087.
31.	Барабанов Б.Н., Блинов И.Г., Дородное А.М. и др. // ФХОМ. — 1978. — № 1. — С. 44—51.
32.	Дородное А.М., Мубояджян С.А., Помелов Я.А., Струков Ю.А. // ПМТФ. — 1981. — №1. —
С. 35-41.
33.	Аксенов И.И., Падалка В.Г., Хороших В.М. Формирование потоков металлической плаз-
мы: Обзор. - М.: ЦНИИатоминформ, 1984. - 83с.
34.	Аксенов И.И., Хороших В.М. Потоки частиц и массоперенос в вакуумной дуге: Обзор.—
М.: ЦНИИатоминформ, 1984. - 57с.
35.	Раховский В.И. Физические основы коммутации электрического тока в вакууме. — М.:
Наука, 1970. - 536 с.
36.	Аксенов И.И., Брень В.Г. Осипов В.А. и др. // ТВТ. - 1983. - № 2. - С. 219—223.
37.	Аксенов И.И., Брень В.Г. и др. Ц ТВТ. - 1983. - № 4. - С. 646-651.
38.	Демиденко И.И., Дикий Н.П., Овчаренко В.Д. и др. Исследование характеристик плазмы
и процессов формирования покрытий в дуговом разряде. — М.: ЦНИИатоминформ
(ХФТИ), 1986. - 41 с.
39.	Аксенов И.И., Коновалов И.И., Падалка В.Г. и др. Исследование эрозии катода стацио-
нарной вакуумной дуги. - М.: ЦНИИатоминформ (ХФТИ), 1984. - 23 с.
40.	Фаррел Дж. Ц ТИИЭР. - 1973. - № 8. - С. 68-75.
41.	Кимблин КВ. Ц ТИИЭР. - 1971. - № 4. - С. 121-130.
42.	Daalder J.E.	Ц J.	Phys. D:	Appl. Phys.	- 1976. - V.	9. - №	11.	-	Р. 2379-2395.
43.	Daalder J.E.	// J.	Phys. D:	Appl. Phys.	- 1975. - V.	8. - №	14.	-	P. 1647—1659.
44.	Rondeel W.Y. J. Ц J. Phys.	D: Appl. Phys. - 1973. -	V. 6. -	№	14. - P. 1705-1711.
45.	Tuma D.T.,	Chen	C.L., Devis D.K. Ц J.	Appl. Phys. -	1978. -	V. 49.	- № 7. - P. 3821-
3831.
46.	Utsumi T, English J.H. Ц J. Appl. Phys. - 1975. - V. 46. - № 2. - P. 126-131.
47.	Плешивцев Н.В. Катодное распыление. — М.: Атомиздат, 1968.
48.	Каминский М. Атомные и ионные столкновения на поверхности металла. — М.: Мир,
1967. - 506 с.
49.	Muboyadjyan S.A. // Surface and Coating Technol. — 1998. — V. 105. - P. 25-30.
50.	Muboyadjyan S.A., Kablov E.N., Budinovsky S. A. // Surface and Coating Technol. — 1997. —
V. 91. - P. 13-19.
57.	Мубояджян C.A., Будиновский C.A. // Авиационная промышленность. — 1995. — № 7—8. —
С. 44-48.
630
52.	Мубояджян С.А., Будиновский С.А. // Вестник ноу-хау. - 1993. - №2 (1). - С. 86-88
(русс.), с. 80—82. (англ.)
53.	Ягодкин Ю.Д., Пастухов К.М., Дольский А.А. // МиТОМ. — 1990. — № 6. — С. 40—42.
54.	Афанасьев Н.И., Бушнев Л.С. Мубояджян С.А., Колобов Ю.Р. Тезисы докл. III семинара
«Физико-технологические проблемы поверхности металлов». — Л.: ЛГУ, 1984, с. 12.
55.	Афанасьев Н.И., Бушнев Л.С. Мубояджян С.А. и др. // Изв. вузов (Физика). — 1986. —
№ 12. - С. 22-25.
56.	Мубояджян С.А., Будиновский С.А., Ягодкин Ю.Д. и др. Тезисы докл. III конф. «Моди-
фикация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц». - Томск:
ИСЭ СО РАН, 1994. - Т.2, с. 146-149.\
57.	Туманов А.Т., Барабанов Б.Н., Дородное А.М., Мубояджян С.А. и др. Тезисы докл. III
конф, по плазменным ускорителям. — Минск: БГУ, 1976, с. 223—224.
58.	Эрлихсон М.Г., Мангутов Г.Ш. и др. // ФХОМ. — 1989. - № 5. — С. 62—68.
59.	Patnaik Р.С., Jmmarigeon J.P. // Materials and Manufacturing Prozess. - 1989. - V. 4(3). -
P. 347-384.
60.	Nesbitt I.A., Neckel K. W. Ц Thin Solid Films. - 1984. - V.119. - № 3. - P. 281-291.
61.	Nicoll A.R., Wahl G. Ц Thin Solid Films. - 1982. - V. 95. - № 3. - P. 321-326.
62.	Restall J.E. Ц Metallurgia. - 1979. - V. 46. - № 11. - P. 676-685.
63.	Rairden J.R. // Thin Solid Films. - 1978. - V. 53. - № 2. - P. 261-268.
64.	Ягодкин Ю.Д., Пастухов К. M., Миляева Е. В. и др. // МиТОМ. — 1997. — № 11. -
С. 30-34.
65.	Каблов Е.Н., Мубояджян С.А. и др. // Авиационная промышленность. — 1992. — № 9. -
С. 9-12.
66.	Сулима А.М., Ягодкин Ю.Д., Мубояджян С.А. и др. Тезисы докл. III конф. «Модифи-
кация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц». — Томск:
ИСЭ СО РАН, 1994 (февраль). - Т.2, с. 150-152.
67.	Мубояджян С.А., Будиновский С.А. // МиТОМ. — 1996. — № 4. - С. 15—18.
68.	Лахтин Ю.М., Арзамасов Б.Н. Химико-термическая обработка металлов. — М.: Метал-
лургия, 1985. - 256 с.
69.	Коломыцев П.Т., Сметанников Н.П. В кн.: Защитные покрытия на металлах. - Киев:
Наукова думка, 1986, № 20, с. 117-120.
70.	Лесников В.П., Кузнецов В.П., Кухтин М.В. и др. // МиТОМ. - 1985. - № 1. - С. 19-21.
71.	Лесников В.П., Кузнецов В.П., Горошенко Ю.А. и др. // МиТОМ. - 1998. - № 10. -
С. 21-25.
72.	Дородное А.М., Петросов В.А. Ц ЖТФ. - 1981. - № 3. - С. 504-524.
73.	Каблов Е.Н., Мубояджян С.А. и др. // Авиационная промышленность. — 1992. — № 9. -
С. 9-12.
74.	Демин С.А., Латышова М.Ю. Тезисы докл. семинара «Поверхностный слой, точность и
эксплуатационные свойства деталей машин». — М.: МНДП, 1990, с.57.
75.	Yagodkin Yu. D., Pastuhov K.M., Muboyadjyan S.A., Kablov E.N. // Surface and Coatings
Technol. - 1996. - V. 84. - P. 590-593.
76.	Мубояджян C.A., Струков Ю.А. Тезисы докл. IV Всесоюзной конф, по плазменным
ускорителям и ионным инжекторам. - М. 1978, с. 394-395.
77.	Мубояджян С.А., Струков Ю.А. Тезисы докл. IV Всесоюзной конф, по плазменным ус-
корителям и ионным инжекторам. - М. 1978, с. 405-406.
78.	Мубояджян С.А., Шалин М.Р., Ягодкин Ю.Д., Шадрин О. А. Тезисы докл. II Всесоюз-
ной конф. «Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных
частиц». - Свердловск: Ин-т электрофизики УО АН СССР, ПО «Полиграфист». -
1991. - Т. 2. - С. 79-81.
79.	Сулима А.М., Ягодкин Ю.Д., Пастухов К.М. и др. Тезисы докл. конференции «Новые
материалы и технологии». Интенсивные технологии в производстве летательных аппа-
ратов. — М.: МГАТУ им. К. Э. Циолковского, 1994, с. 9.
К главе 12
1.	Каблов Е.Н., Бондаренко Ю. // Аэрокосмический курьер — 1999. — № 2. — С. 2—4.
2.	Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. — М.: Машиностро-
ение, 1998. - 464 с.
3.	Irwin S.R. Proc. 4th symposium on advanced technologies and processes for metals and alloys. -
Frankfurt, 1999, p. 17.
631
Научное издание
ЛИТЫЕ ЛОПАТКИ ГАЗОТУРБИННЫХ ДВИГАТЕЛЕЙ
Сплавы, технологии, покрытия
2-е издание
Авторский коллектив:
Введение - Каблов Е.Н.
Глава 1,2- Каблов Е.Н., Логунов А.В., Сидоров В.В.
Глава 3 - Сидоров В.В.
Глава 4, 5 - Каблов Е.Н., Чубаров В.Г.
Глава 6 - Неуструев А.А.
Глава 7 - Каблов ЕИ., Герасимов В.В.
Глава 8 - Каблов Е.Н., Бондаренко ЮЛ,
Глава 9 - Каблов Е.Н., Фоломейкин Ю.И., Демонис И.М.
Глава 10 - Каблов Е.Н., Морозов Г.А., Демонис И.М.
Глава 11 - Каблов Е.Н., Мубояджян С.А.
Глава 12 - Каблов Е.Н.
Отпечатано по книге
“Литые лопатки газотурбинных двигателей. Сплавы, технологии покрытия”.
Издательство «МИСИС» - 2001 год
Подписано в печать 29.03.2006. Формат бумаги 70 х 100 V16
Бумага офсетная № 1. Печать офсетная
Усл.-печ.л. 51,34. Уч.-изд.л. 61,61. Тираж 380 экз.
Издательство “Наука”
117997 Москва, Профсоюзная ул., 90
E-mail: secret@naukaran.ru
www.naukaran.ru
Отпечатано в “ППП “Типография “Наука’
121099 г. Москва, Шубинский пер., 6