Структура и свойства монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов

Министерство образования и науки Российской Федерации
Уральский федеральный университет
имени первого Президента России Б. Н. Ельцина

В. П. Кузнецов
В. П. Лесников
Н. А. Попов

СТРУКТУРА И СВОЙСТВА 
МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ЖАРОПРОЧНЫХ 
НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ

Учебное пособие

Рекомендовано 
методическим советом УрФУ для студентов, 
обучающихся по направлению подготовки 
«Материаловедение и технология материалов»

Екатеринбург
Издательство Уральского университета
2016

УДК 669.018.44:669.24(075.8)
ББК 34.232.2я73+34.256я73
          К89
Рецензенты: 
проф., д‑р физ.‑мат. наук В. Г. Пушин (завлабораторией металловедения цветных 
металлов, Институт физики металлов УрО РАН);
кафедра «Технологии металлов» Уральского государственного лесотехнического 
университета (завкафедрой д‑р техн. наук, проф. Б. А. Потехин).
Научный редактор — д‑р техн. наук, проф. А. А. Попов

 
Кузнецов, В. П.
К89    Структура и свойства монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов : 
учебное пособие / В. П. Кузнецов, В. П. Лесников, Н. А. Попов. — Екатеринбург : 
Изд‑во Урал. ун‑та, 2016. — 160 с.

ISBN 978‑5‑7996‑1829‑2

Рассмотрены вопросы формирования структуры, фазового состава и ликвационной 
неоднородности монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов, легированных тан‑
талом и рением. Большое внимание уделено прочностным свойствам этих сплавов. Изложе‑
ны металловедческие основы закономерностей структурных и фазовых изменений в моно‑
кристаллических сплавах после высокотемпературных выдержек и их влияние на остаточные 
прочностные свойства монокристаллических сплавов (кратковременные механические свой‑
ства, длительная прочность). Приведены особенности формирования наноструктур в моно‑
кристаллических сплавах и объемное нанофазное упрочнение в этих сплавах.
Пособие рекомендовано методическим советом УрФУ для студентов, обучающихся 
по направлению «Материаловедение и технология материалов».

Библиогр.: 28 назв. Табл. 23. Рис. 123.
УДК 669.018.44:669.24(075.8)
ББК 34.232.2я73+34.256я73

ISBN 978‑5‑7996‑1829‑2 
© Уральский федеральный
 
университет, 2016

Введение

Д

ля современных теплонапряженных газотурбинных двига‑
телей (ГТД) рабочие лопатки турбины высокого давления 
(ТВД) изготовляют из жаропрочных никелевых сплавов 
(ЖНС) специальным легированием методом монокристаллическо‑
го литья с точностью выдерживания основной (профильной) ориен‑
тации 5°.
Одним из основных направлений при проектировании рабочей ло‑
патки для перспективных двигателей является разработка конструкции 
монокристаллической лопатки ТВД из высокожаропрочных никеле‑
вых сплавов с большим количеством полостей и развитой перфора‑
цией, которые обеспечивают высокоэффективное охлаждение (в том 
числе «проникающее» охлаждение). При ресурсном проектировании 
и прочностных расчетах такой лопатки необходимо использовать зна‑
чения характеристик конструкционной прочности материала моно‑
кристаллической лопатки для температурно‑временного диапазона, 
соответствующего условиям эксплуатации.
Достижение максимального уровня жаропрочности рабочих ло‑
паток ТВД газотурбинных двигателей возможно за счет применения 
монокристаллических ЖНС, легированных рением и танталом. При 
таком легировании предел длительной прочности может быть суще‑
ственно повышен, что позволит увеличить тягу двигателя на 15–20 % 
и его ресурс в 1,5–2 раза. В этой связи перспективным является при‑
менение безуглеродистых монокристаллических сплавов, легирован‑
ных Ta и Re для лопаток ТВД современных ГТД с температурой газа 
на входе в турбину 1580 °C.
В таком случае фазовый состав жаропрочных сплавов и структур‑
ное состояние должны отличаться максимальной стабильностью, так 
как появление, рост новых фаз и сопровождающие их диффузион‑

Введение

ные процессы существенно влияют на весь комплекс прочностных 
свойств сплавов.
В соответствии с изложенным решение проблемы повышения ра‑
ботоспособности и надежности рабочих лопаток ТВД, основанное 
на всесторонних исследованиях структурных и фазовых изменений ма‑
териала турбинных лопаток в условиях температурного воздействия, 
а также на оценке остаточных прочностных свойств материала, явля‑
ется важной и актуальной задачей.

Глава 1.  
Общая характеристика жаропрочных  
никелевых сплавов с равноосной структурой

Э

ксплуатационные характеристики газотурбинных двигателей 
и стационарных установок во многом определяются свой‑
ствами никелевых жаропрочных сплавов, являющихся ос‑
новным материалом для изготовления турбинных лопаток. Создание 
в середине 1940‑х годов в Англии первого дисперсионно‑твердеющего 
сплава Nimonic 80 для изготовления рабочих лопаток газовых турбин 
методом штамповки открыло новую главу в развитии жаропрочных 
материалов на никелевой основе. Открытие второй главы в истории 
этих материалов принадлежит СССР, когда в ВИАМ было показано, 
что наибольшую перспективу повышения уровня жаропрочности ло‑
паток открывают не деформируемые, а литейные сплавы [1]. Это свя‑
зано с тем, что повышение степени легирования сплавов затрудняло 
или даже делало невозможной их деформацию. Дальнейшего повыше‑
ния жаропрочности можно было достигнуть только переходом к изго‑
товлению лопаток методом точного литья. Кроме того, технология ли‑
тья по выплавляемым моделям является практически единственным 
способом получения охлаждаемых лопаток, имеющих сложную гео‑
метрию внутренней полости. Это новое направление в развитии жа‑
ропрочных сплавов для изготовления рабочих лопаток газовых тур‑
бин в дальнейшем, с запозданием на пять лет, было принято в США, 
Англии и других странах [2].
Разработка жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС) осуществля‑
лась на основе гетерофазной теории жаропрочности, сформулирован‑
ной и развитой С. Т. Кишкиным. Он сформулировал основные прин‑
ципы легирования сплавов, которые могут быть сведены к следующим 
положениям:

Глава 1. Общая характеристика жаропрочных никелевых сплавов с равноосной структурой 

· многокомпонентное легирование g‑твердого раствора и g ў‑фазы 
для обеспечения высокой фазовой и структурной стабильности 
сплава;
· упрочнение границ зерен, которое достигается за счет МС‑
карбидных выделений, а также избирательным микролегиро‑
ванием В и Zr. Исследования с применением радиоактивных 
изотопов и электронной микроскопии показали, что микроле‑
гирование замедляет процессы диффузии по границам зерен, 
резко повышая жаропрочность отливок с равноосной структу‑
рой;
· достижение определенного соотношения между суммарным со‑
держанием Al, Ti, Nb (g ў‑образующие элементы) и суммарным 
содержанием Mo, Cr, W (преимущественно g‑стабилизирующие 
элементы) в целях получения оптимальной разности параметров 
кристаллических решеток g ў‑фазы и g‑твердого раствора;
· сведение к минимуму вероятности образования топологически 
плотноупакованных (ТПУ) фаз (s‑, m‑фазы, фазы Лавеса), кар‑
бидов типа Ме6 С, выделение которых приводит к разупрочне‑
нию сплава [2].
В ЖНС с равноосной структурой имеются карбидные и боридные 
фазы различного типа: на основе монокарбидов титана, ниобия, тан‑
тала и гафния (МС‑карбиды); сложные карбиды (М6С) на основе ту‑
гоплавких металлов W, Мо и никеля [Ni3(W, Мо)3С]; на основе карби‑
дов хрома типа М23С6, М7С3; бориды в виде зернограничных выделений 
по типу М3В2 (где М — Мо, W, Ti, Cr, Ni, Со).
В зависимости от легирования, условий кристаллизации и терми‑
ческой обработки в структуре ЖНС наблюдаются и другие фазы, ока‑
зывающие сложное влияние на характеристики жаропрочности: фазы 
на основе ОЦК‑твердых растворов легирующих элементов в хроме, 
вольфраме и молибдене (a‑фаза); интерметаллические фазы типа Ni3X 
(где X — Nb, Та, Ti) и Ni5X (где X — Hf, Zr); ТПУ интерметаллические 
фазы типа s и m.
Формирование литой структуры ЖНС начинается при кристалли‑
зации с образованием в относительно небольшом интервале темпера‑
тур кристаллов g‑твердого раствора в форме дендритных ветвей. Далее 
одновременно с затвердеванием жидкости междендритных областей 
образуются монокарбиды МС по эвтектической реакции: Ж = g + МС. 
Заканчивается формирование литой структуры ЖНС кристаллизацией 

Жаропрочные никелевые сплавы

фаз эвтектического происхождения, которые выделяются в глобуляр‑
ной или дендритообразной форме: (g + g ў)эвт, М6С, a. Затем в процессе 
охлаждения с температуры ниже g ў‑сольвус (температурная раствори‑
мость g ў‑фазы в g‑растворе) первичный g‑твердый раствор распадает‑
ся с выделением дисперсных частиц g ў‑фазы. Этот процесс, протекая 
с небольшим температурным переохлаждением (10–20 °C) относитель‑
но g ў‑сольвус, носит в ЖНС спонтанный характер, связанный с гомо‑
генным зарождением и дальнейшим ростом выделений g ў‑фазы при 
малых путях диффузии атомов [3].
Типичный химический состав, механические и физические свой‑
ства ЖНС для равноосного литья приведены в табл. 1.1–1.3 [4].

Таблица 1.1
Типичный химический состав серийных ЖНС для равноосного литья

Сплав
Содержание элементов, мас. %; Ni — остальное
С
Cr
Co
Mo
W
Nb
Al
Ti
V
Zr
B
ВЖЛ12У
0,17
9,5
14,0
3,1
1,4
0,75
5,3
4,5
0,7
0,04
0,035
ЖС6К
0,16
11,3
4,5
4,0
5,0
–
5,5
2,85
–
0,04
0,02
ЖС6У
0,17
8,8
9,8
1,8
10,3
1,0
5,6
2,4
–
0,04
0,035

Таблица 1.2
Типичные механические свойства ЖНС для равноосного литья

Сплав
Свойства
Температура испытания, °C
20
800
850
900
1000
1050

ВЖЛ12У

E∙10–3, МПа
190
146
138
139
133
116

sв, МПа
883
883
824
711
471
299

s0,2, МПа
765
716
589
476
270
177

d, %
10,0
8,0
6,5
6,5
13,0
19,0

y, %
13,0
12,0
8,0
10,0
15,0
20,0

s100, МПа
–
530
432
324
147
88

ЖС6К

E∙10–3, МПа
195
150
125
115
112
98

sв, МПа
1000
920
785
560
400
255

s0,2, МПа
895
805
590
390
295
195

d, %
8,0
1,0
3,0
6,0
12,0
10,0

y, %
15,0
5,0
3,0
6,5
12,0
20,0

s100, МПа
–
520
315
155
90
–

Глава 1. Общая характеристика жаропрочных никелевых сплавов с равноосной структурой 

Сплав
Свойства
Температура испытания, °C
20
800
850
900
1000
1050

ЖС6У

E∙10–3, МПа
196
143
135
128
122
–

sв, МПа
1030
961
853
608
392
338

s0,2, МПа
932
873
746
510
–
298

d, %
3,0
2,0
1,5
2,0
2,5
4,5

y, %
3,0
4,0
2,5
4,0
4,0
5,5

s100, МПа
–
549
343
167
103
–

Таблица 1.3
Физические свойства ЖНС с равноосной структурой

Т, °C
λ, Вт ∙ м–1 ∙ К–1
ср, 
кДж∙кг–1 ∙ К–1
Т, °C
a ∙ 10 6, К–1

ВЖЛ12 ЖС6К ЖС6У
ЖС6У
ВЖЛ12 ЖС6К ЖС6У
25
10,9
8,4
–
–
20–100
12,0
11,0
11,4

100
12,1
9,6
9,6
0,368
100–200
12,7
11,8
12,1

200
13,0
11,7
11,3
0,406
200–300
13,4
13,8
12,7

300
14,2
13,4
12,6
0,441
300–400
13,6
15,1
13,0

400
15,5
15,5
14,2
0,460
400–500
14,3
15,5
13,6

500
16,7
18,0
15,9
0,502
500–600
14,8
16,1
13,6

600
18,0
19,7
18,0
0,544
600–700
16,6
16,6
14,2

700
19,7
21,3
19,7
0,586
700–800
17,8
18,1
15,2

800
21,3
23,0
21,3
0,628
800–900
20,1
19,3
17,2

900
23,0
25,1
23,0
0,668
900–1000
25,1
22,1
21,5

Все легирующие элементы ЖНС в зависимости от степени их вли‑
яния можно условно разделить на несколько групп [3, 4]:

Со, Cr, Mo, W, Та, Re ............. Упрочнение твердого раствора
Al, Ti, Nb, Та, Hf ..................... Дисперсионное упрочнение интерметаллическими 
фазами g ў на основе Ni3 А1
Та, Ti, Nb, Hf, W, V ................. Дисперсионное упрочнение при уменьшении про‑
скальзывания по формированию карбидов типа:
Cr ............................................. МС
Cr, Mo, W ................................ М7С3
Mo, W ...................................... М23С6

Окончание табл. 1.2

Жаропрочные никелевые сплавы

С, B, Zr, Hf, La, Ce ................. М6С; снижение зернограничной диффузии зерен, 
увеличение вязкости разрушения
Al, Cr, Hf, La, Y ....................... Сопротивление газовой коррозии
Cr, Ti ....................................... Сопротивление сульфидной коррозии
Al, Ti, Hf, Та, W, Mo Re, W .... Повышение температуры полного растворения 
g ў‑фазы; повышение температуры солидус

Для каждого сплава данной системы легирования формируются 
фазы с присущим только этому сплаву химическим составом, опре‑
деляемым объемной долей фаз и коэффициентами распределения Ki 
легирующих элементов между фазами g ў и g: Ki = Сi{g ў}/Сi{g}, где Сi — 
концентрация i‑го элемента в фазе (проценты атомные).
Коэффициент Ki меньше единицы для g‑стабилизирующих элемен‑
тов (Cr, Со, Mo, Re, V) и больше единицы для g ў‑стабилизирующих 
элементов (Ti, Та, Nb, Нf); значение Ki для вольфрама может изме‑
няться в пределах 0,5–1,5. 

i ........ А1 ..... Сг ..... Со ..... W ...... Мо .... Ti ...... Nb ..... Та ..... V ....... Rе ..... Hf
Ki ..... 3,5 ..... 0,2 ..... 0,5 ..... 1,0 ..... 0,4 ..... 4,7 ..... 2,5 ..... 2,3 ..... 0,6 ..... 0,1 ..... 5,5

Твердорастворное упрочнение g‑матрицы легирующими элемен‑
тами обусловлено разницей в атомных диаметрах и валентностях ле‑
гирующего элемента замещения и никеля. Увеличение разности ва‑
лентностей никеля и добавки снижает энергию дефектов упаковки 
Ni, что затрудняет движение дислокаций в никелевом твердом рас‑
творе. К дополнительному упрочнению матричной g‑фазы приводит 
легирование металлом с большим, чем у никеля, модулем упругости. 
Таким образом, упрочнение никелевого твердого раствора при леги‑
ровании будет возрастать в ряду элементов Со, Fe, Сr, V, Al, Ti, Mo, 
W, Nb, Та, Re.
При температурах выше 0,6 Тпл, кроме перечисленных факторов, 
на упрочнение g‑твердого раствора оказывает существенное влияние 
диффузионная подвижность атомов легирующих элементов. Меж‑
ду коэффициентом диффузиии и температурой Тпл существует тесная 
корреляция.
Если легирование повышает Тпл, то гомологическая температу‑
ра, а также диффузионная подвижность атомов в таком сплаве будут 
ниже. В результате при высокотемпературной ползучести наибольший 

Глава 1. Общая характеристика жаропрочных никелевых сплавов с равноосной структурой 

вклад в сопротивление разрушению вносят легирующие металлы (ре‑
ний и вольфрам), повышающие температуру солидус ЖНС.
В ЖНС g ў‑фаза представлена множеством составов, что свиде‑
тельствует о ее способности растворять практически все переходные 
элементы в их различном сочетании. Суммарная предельная раство‑
римость легирующих элементов возрастает от 5–6 ат. % в g ў‑фазе нике‑
левых сплавов трехкомпонентных систем Ni–Al–W (Mo) до 10 ат. % 
в многокомпонентной g ў‑фазе сложнолегированных никелевых спла‑
вов. Объемная доля частиц g ў‑фазы в ЖНС определяется в соответ‑
ствии с концентрацией алюминия и таких g ў‑образующих элементов, 
как Ti, Nb, Та, Hf, в наиболее жаропрочных сплавах она достигает 60–
70 %. При повышенных концентрациях этих элементов в структуре 
сплава появляются выделения g ўэвт‑фазы в виде включений глобуляр‑
ной формы, располагающихся в междендритных областях. Фаза g ўэвт 
не вносит вклада в упрочнение сплава, а напротив, отрицательно вли‑
яет на сопротивление высокотемпературной ползучести.
Дисперсионное упрочнение частицами g ў‑фазы обеспечивает дли‑
тельное сохранение высокой температурной способности ЖНС в ши‑
роком интервале температур, вплоть до 1150 °C, и достигается путем 
торможения скользящих дислокаций в g‑матрице высокодисперс‑
ными частицами g ў‑фазы. Следовательно, важнейшую роль в сопро‑
тивлении высокотемпературной ползучести ЖНС играют, наряду 
с объемной долей и размерами частиц g ў‑фазы, физико‑химически‑
ми и механическими свойствами g‑ и g ў‑фаз, такие параметры гетеро‑
фазной g/g ў‑структуры, как температура полного растворения g ў‑фазы 
в g‑растворе (солвус g ў) и размерное несоответствие периодов кристал‑
лических решеток g‑ и g ў‑фаз (мисфит). Мисфит оценивается по па‑
раметру Dа = (аg — аgў)/аg, где аg и аgў — периоды кристаллических ре‑
шеток g‑ и g ў‑фаз.
Карбиды в жаропрочных сплавах на никелевой основе распреде‑
ляются преимущественно по периферии ветвей дендритов и грани‑
цам зерен. Их роль в ЖНС неоднозначна. Карбиды, расположенные 
по границам зерен, оказывают положительное влияние на характери‑
стики кратковременной и длительной прочности, затрудняя зерногра‑
ничное проскальзывание. Роль карбидного упрочнения возрастает при 
повышенных температурах. Карбиды препятствуют рекристаллизации 
и диффузии по поверхностям раздела, способствуя увеличению тем‑
пературной работоспособности сплавов.