СУПЕРСПЛАВ НА ОСНОВЕ НИКЕЛЯ, МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ ЛОПАТКА И ГАЗОТУРБИННЫЙ ДВИГАТЕЛЬ Российский патент 2021 года по МПК C22C19/05 F01D5/28 

Настоящее изобретение относится к суперсплавам на основе никеля для газовых турбин, в частности, для неподвижных лопаток, называемых также распределительными или спрямляющими устройствами, или подвижных лопаток газовой турбины, например, в авиационной промышленности.

Известно применение суперсплавов на основе никеля для производства монокристаллических неподвижных или подвижных лопаток для газовых турбин двигателей для самолетов или вертолетов.

Основным преимуществом этих материалов является возможность одновременной комбинации большого предела ползучести при высокой температуре со стойкостью к окислению и коррозии.

С течением времени суперсплавы на основе никеля, предназначенные для монокристаллических лопаток, претерпели значительные изменения своего химического состава, имевшие целью, в частности, улучшение свойств высокотемпературной ползучести при сохранении прочности в условиях очень агрессивной среды применения, суперсплавов.

Кроме того, были разработаны металлические покрытия для данных сплавов для повышения их устойчивости к агрессивной среде, в которой используются сплавы, в частности, стойкости к окислению и коррозионной стойкости. Кроме того дополнительно может применяться керамическое покрытие с низкой теплопроводностью в качестве теплового барьера в целях снижения температуры на поверхности металла.

Как правило, полная система защиты состоит, по меньше мере, из двух слоев.

Первый слой, называемый также подслоем или связующим слоем, наносится непосредственно на защищаемую деталь из суперсплава на основе никеля, называемую также подложкой, например, на лопатку. За этапом нанесения покрытия следует этап диффузии подслоя в суперсплав. Нанесение покрытия и диффузия могут проводиться также в один этап.

Материалы, обычно применяемые для получения такого подслоя, содержат глиноземные металлические сплавы типа MСrAlY (где М = Ni или Со или смесь из Ni и Со, Cr = хром, Al = алюминий и Y = иттрий) или сплавы типа алюминида никеля (Ni_xAl_y), некоторые из которых содержат также платину (Ni_xAl_yPt_z).

Второй слой, обычно называемый тепловым барьером или TBC (аббревиатура: “Thermal Barrier Coating”), представляет собой керамическое покрытие, содержащее, например, диоксид циркония с добавкой иттрия, называемый также YSZ (аббревиатура: Yttria Stabilized Zirconia или YPSZ: Yttria Partially Stabilized Zirconia), и имеющее пористую структуру. Этот слой может наноситься разными способами, такими, как испарение электронным пучком (EB-PVD, аббревиатура: Electron Beam Physical Vapor Deposition), термическое напыление (APS, аббревиатура: Atmospheric Plasma Spraying), SPS (аббревиатура: Suspension Plasma Spraying) или любой другой способ, позволяющий получить пористое керамическое покрытие с низкой теплопроводностью.

Ввиду применения этих материалов при высокой температуре, например, в диапазоне от 650 до 1150°С, происходят явления взаимной микродиффузии между подложкой из суперсплава на основе никеля и подслоем из металлического сплава. Эти явления взаимной диффузии, сопровождающиеся окислением подслоя, существенно изменяют химический состав, микроструктуру и, следовательно, механические свойства подслоя после нанесения покрытия, и затем в ходе эксплуатации лопатки в турбине. Эти явления взаимной диффузии также вызывают изменение химического состава, микроструктуры и, следовательно, механических свойств суперсплава подложки. В суперсплавах с очень большим содержанием жаростойких элементов, в частности, рения, ниже подслоя может формироваться вторичная зона реакции на глубине до нескольких десятков, или даже сотен, микрон. Механические свойства в такой вторичной зоне реакции существенно ниже тех же свойств суперсплава подложки. Формирование вторичной зоны реакции является нежелательным, поскольку это ведет к значительному снижению механической прочности суперсплава.

Такие изменения связующего слоя в сочетании с полями напряжения вследствие роста глиноземного слоя, происходящего при эксплуатации на поверхности связующего слоя, называемого также TGO (аббревиатура: Thermally Grown Oxide), а также с колебаниями коэффициента теплового расширения разных слоев, вызывают нарушение сцепления в пограничной зоне между подслоем и керамическим покрытием, которое может привести к частичному или полному отслоению керамического покрытия. Тогда металлическая часть (подложка из суперсплава и металлический подслой) обнажатся и будут непосредственно подвергаться действию газообразных продуктов горения, вследствие чего возрастает риск повреждения лопатки и, следовательно, газовой турбины.

Предмет и краткое изложение изобретения

Настоящее изобретение направлено на создание композиций суперсплавов на основе никеля для изготовления монокристаллических компонентов, характеризующихся при очень высокой температуре механическими свойствами, превосходящими эти свойства существующих сплавов, и повышающих стойкость теплового барьера к отслоению.

Для этой цели настоящее изобретение предлагает суперсплав на основе никеля, содержащий, в процентах по массе : 4,0 - 6,0% хрома, 0,4 - 0,8% молибдена, 2,5 - 3,5% рения, 6,2 - 6,6% вольфрама, 5,2 - 5,7% алюминия, 0,0 - 1,6% титана, 6 -9,9% тантала, 0 - 0,7% гафния, 0,0 - 0,3 5 кремния, остальное - никель и возможные примеси.

Данный суперсплав предназначен для производства монокристаллических компонентов для газовой турбины, таких, как неподвижные или подвижные лопатки.

Благодаря такому составу суперсплава на основе никеля повышается стойкость к ползучести по сравнению с существующими суперсплавами, в частности, при температурах до 1200°С, сцепление теплового барьера возрастает по сравнению с тем же сцеплением, присущим существующим суперсплавам.

Следовательно данный сплав обладает повышенной стойкостью к ползучести при высокой температуре. Поскольку срок службы такого сплава является длительным, то этот сплав обладает также повышенной стойкостью к коррозии и окислению. Данный сплав может обладать также повышенной стойкостью к термической усталости.

Монокристаллическую деталь из суперсплава на основе никеля получают способом направленной кристаллизации при температурном градиенте во время литья по выплавляемым моделям. Монокристаллический суперсплав на основе никеля содержит аустенитную матрицу гранецентрированной кубической структуры, твердый раствор на основе никеля, называемый гамма-фазой (γ). В этой матрице содержатся дисперсные выделения упрочняющей первичной гамма-фазы (γ’) с упорядоченной кубической структурой L1₂ типа Ni₃Al. Следовательно комплекс (матрица и дисперсные выделения) описывается как суперсплав γ/γ’.

Кроме того, такой состав суперсплава на основе никеля позволяет осуществлять термообработку, полностью переводящую в раствор дисперсные выделения фазы γ’ и эвтектические фазы γ/γ’, образующиеся во время затвердевания суперсплава. Таким образом можно получать монокристаллический сплав на основе никеля с содержанием дисперсных выделений γ’ контролируемого размера предпочтительно от 300 до 500 нм и не содержащие эвтектические фазы γ/γ’.

Кроме того термообработка позволяет контролировать объемную долю дисперсных выделений фазы γ’ в монокристаллическом сплаве на основе никеля. Содержание в объемных процентах дисперсных выделений фазы γ’ может быть более или равно 50%, предпочтительно более или равно 60%, более предпочтительно равно 70%.

Добавка вольфрама (W), хрома (Cr), рения (Re) и молибдена (Mo) позволяет усилить аустенитную матрицу γ в результате дисперсионного твердения твердого раствора.

Добавка алюминия (Al), титана (Ti) или тантала (Ta) способствует выделению упрочняющей фазы γ’-Ni₃(Al, Ti, Ta).

Рений (Re) позволяет замедлить диффузию химических веществ внутрь суперсплава на основе никеля и ограничить слияние дисперсных выделений фазы γ’ во время эксплуатации при высокой температуре, которое влечет за собой снижение механической прочности. Таким образом рений позволяет увеличить стойкость суперсплава на основе никеля к ползучести при высокой температуре. Однако слишком большая концентрация рения может вызвать выделение интерметаллических фаз, например, фазы σ, фазы Р или фазы μ, характеризующихся компактной топологией, называемой также ТСР аббревиатура Topologically Close-Packed, оказывающей неблагоприятное воздействие на механические свойства суперсплава на основе никеля. Слишком большое содержание рения может вызвать также образование вторичной зоны реакции в суперсплаве под подслоем, что отрицательно скажется на механических свойствах суперсплава.

Одновременная добавка кремния (Si) и гафния (Hf) позволяет улучшить стойкость к окислению в горячем состоянии суперсплавов на основе никеля при повышении сцепления глиноземного слоя (Al₂O₃), образующегося на поверхности суперсплава при высокой температуре. Такой глиноземный слой создает пассивирующий слой на поверхности суперсплава на основе никеля и служит барьером для диффузии кислорода извне внутрь суперсплава на основе никеля. Однако можно добавлять гафний без дополнительной добавки кремния или наоборот добавлять кремний без дополнительной добавки гафния и тем не менее при этом повышать стойкость суперсплава к окислению в горячем состоянии.

Кроме того, добавка хрома или алюминия повышает стойкость к окислению и коррозии суперсплава при высокой температуре. В частности, хром необходим для улучшения стойкости суперсплава на основе никеля к коррозии в горячем состоянии. Однако слишком высокое содержание хрома способно снизить температуру растворимости фазы γ’ суперсплава на основе никеля, т.е. температуру, выше которой фаза γ’ полностью растворяется в матрице γ, что нежелательно. Поэтому концентрация хрома составляет от 4,0 до 6,0% по массе, что позволяет сохранить высокую температуру растворимости фазы γ’ суперсплава на основе никеля, например, превышающую или равную 1250°С, а также избежать образования топологически компактных фаз в матрице γ, сильно насыщенной легирующими элементами, такими, как рений, молибден или вольфрам.

Добавка жаростойких элементов, таких, как молибден, вольфрам, рений или тантал, позволяет замедлить действие механизмов, контролирующих ползучесть суперсплавов на основе никеля и зависящих от диффузии химических элементов в суперсплав.

Следует также отметить, что в суперсплаве на основе никеля не содержится кобальт (Со), снижающий температуру растворимости фазы γ’.

Под примесями понимают химические элементы, содержание которых нежелательно и которые содержатся в металле в незначительном количестве, например, элементы при концентрации менее или равном 0,05% по массе.

Под суперсплавами на основе никеля понимают суперсплавы с преобладающим содержанием в них никеля в процентах по массе. Разумеется, никель представляет собой элемент, содержание которого в процентах по массе в сплаве является наиболее высоким.

Суперсплав может содержать, в процентах по массе, 4,8 - 5,2% хрома, 0,4 - 0,8% молибдена, 2,8 - 3,2% рения, 6,2 - 6,6% вольфрама, 5,2 - 5,7% алюминия, 0,8 - 1,2% титана, 6,3 - 9,2% тантала, 0,3 - 0,7% гафния, 0,0 - 0,3% кремния, остальное - никель и возможные примеси.

Суперсплав может содержать, в процентах по массе, 4,8 - 5,2% хрома, 0,4 - 0,8% молибдена, 2,8 - 3,2% рения, 6,2 - 6,6% вольфрама, 5,2 - 5,7% алюминия, 0,0 - 1,5% титана, 6,3 - 6,7% тантала, 0,3 - 0,7% гафния, 0,0 - 0,3% кремния, остальное - никель и возможные примеси.

Суперсплав может содержать, в процентах по массе, 4,8 - 5,2% хрома, 0,4 - 0,8% молибдена, 2,8 - 3,2% рения, 6,2 - 6,6% вольфрама, 5,2 - 5,7% алюминия, 0,0 - 0,5% титана, 8,8 - 9,2% тантала, 0,3 - 0,7% гафния, 0,0 - 0,3% кремния, остальное - никель и возможные примеси.

Суперсплав может содержать, в процентах по массе, 5% хрома, 0,6% молибдена, 3% рения, 6,4% вольфрама, 5,5% алюминия, 1% титана, 6,5% тантала, 0,5% гафния, 0,0 - 0,1% кремния, остальное - никель и возможные примеси.

Суперсплав может содержать, в процентах по массе, 5% хрома, 0,6% молибдена, 3% рения, 6,4% вольфрама, 5,5% алюминия, 9% тантала, 0,5% гафния, 0,0 - 0,1% кремния, остальное - никель и возможные примеси.

Настоящее изобретение относится также к монокристаллической лопатке для газотурбинного двигателя, выполненной из вышеуказанного суперсплава.

Следовательно такая лопатка обладает повышенной стойкостью к ползучести при высокой температуре.

Лопатка может иметь защитное покрытие из металлического подслоя, нанесенного на суперсплав, керамического теплового барьера, нанесенного на металлический подслой.

Благодаря составу суперсплава на основе никеля явления взаимной диффузии между суперсплавом и подслоем снижаются, и не вызывают образования вторичной зоны реакции в суперсплаве.

Благодаря составу суперсплава на основе никеля стойкость к отслоению теплового барьера на лопатке возрастает по сравнению с лопатками из суперсплавов на основе никеля, известных из уровня техники.

Металлический подслой может быть образован сплавом типа MCrAlY или сплавами типа алюминада никеля.

Тепловой керамический барьер может быть выполнен из материала на основе диоксида циркония с добавкой иттрия или же быть другим керамическим покрытием (на основе диоксида циркония) с малой теплопроводностью.

Лопатка может иметь структуру, ориентированную в кристаллографическом направлении <001>.

Такая ориентация придает лопатке, как правило, оптимальные механические свойства.

Кроме того настоящее изобретение относится к газотурбинному двигателю с охарактеризованными выше лопатками.

Краткое описание чертежей

Другие признаки и преимущества изобретения изложены ниже в описании вариантов осуществления изобретения, приведенных в качестве не ограничивающих примеров со ссылкой на единственную приложенную фигуру. При этом изображено:

фиг. 1 - схематический вид в продольном разрезе газотурбинного двигателя.

Подробное описание изобретения

Суперсплавы на основе никеля предназначены для изготовления монокристаллических лопаток способом направленной кристаллизации при температурном градиенте. Использование монокристаллического зародыша или распределителя зерен в начале затвердевания позволяет получать такую монокристаллическую структуру. Структура ориентирована, например, в кристаллографическом направлении <001>, при такой ориентации достигаются, как правило, оптимальные механические свойства суперсплавов.

Монокристаллические сплавы на основе никеля после кристаллизации имеют дендритную структуру и содержат выделения γ’ Ni₃(Al, Ti, Ta), распределенные в матрице γ кубической гранецентрированной структуры, в твердом растворе на основе никеля. Эти дисперсные выделения фазы γ’ неоднородно распределены по объему монокристалла вследствие химических ликваций, вызванных способом кристаллизации. Кроме того, эвтектические фазы γ/γ’ присутствуют в междендритных зонах и образуют предпочтительные места образования трещин. Кроме того эвтектические фазы γ/γ’ образуются в ущерб мелким дисперсным выделениям (размером менее 1 мкм) упрочняющей фазы γ’. Эти дисперсные выделения фазы γ’ являются основным источником упрочнения суперсплавов на основе никеля. Поэтому присутствие остаточных эвтектических фаз γ/γ’ не позволяет оптимизировать стойкость суперсплава на основе никеля к ползучести в горячем состоянии.

Действительно было установлено, что механические свойства суперсплавов, в частности, стойкость к ползучести, оптимальны, если дисперсные выделения γ’ имеют размеры от 300 до 500 нм и если все количество эвтектических фаз γ/γ’ переведено в раствор.

Следовательно, суперсплавы на основе никеля в после кристаллизации подвергают термообработке для получения требуемого распределения различных фаз. Первая термообработка представляет собой гомогенизацию микроструктуры с целью растворения дисперсных выделений фазы γ’ и эвтектических фаз γ/γ’. Эта обработка проводится при температуре свыше температуры растворимости фазы γ’. Затем, в конце этой первой термообработки проводится закалка для получения мелких и однородных дисперсных выделений γ’. После этого проводится отпуск в два этапа при температурах ниже температуры растворимости фазы γ’. На первом этапе достигается увеличение дисперсных выделений γ’ и получают требуемый размер, на втором этапе увеличивают объемную долю этой фазы до около 70%.

Примеры

Были исследованы и сопоставлены два суперсплава на основе никеля (примеры 1 и 2) с тремя стандартными монокристаллическими суперсплавами СМSX-4 (пример 3), АМ1 (пример 4) и МС2 (пример 5). Химический состав каждого из монокристаллических суперсплавов приведен в таблице 1. Все эти суперсплавы являются суперсплавами на основе никеля, т. е. остаточное содержание до 100% приведенных в таблице значений концентрации приходится на долю никеля и возможных примесей.

Таблица 1

Co Cr Mo Re W Al Ti Ta Hf Si Пример 1 - 5 0,6 3 6,4 5,5 1 6,5 0,5 0,1 Пример 2 - 5 0,6 3 6,4 5,5 - 9 0,5 0,1 Пример 3 9 6,5 0,6 3 6 5,6 1 6,5 0,1 - Пример 4 6,5 7,5 2 - 5,5 5,3 1,2 8 0,1 - Пример 5 5 8 2 - 8 5 1,5 6 0,1 0,1

Стойкость к ползучести

В таблице 2 приведены результаты испытания суперсплавов из примеров 1 - 5 на стойкость к ползучести в атмосфере аргона при 1200°С с приложением нагрузки 80 МПа. Стойкость к ползучести определяли по сроку службы образца в часах, т. е. по времени от начала помещения под нагрузку образца при 1200°С до его разрушения.

Таблица 2

Суперсплавы Срок службы, ч Пример 1 90 Пример 2 50 Пример 3 25 Пример 4 4 Пример 5 3

Как было установлено, суперсплавы из примеров 1 и 2 обладали сроком службы до разрушения вследствие ползучести, который значительно превосходил тот же срок службы у взятых для сравнения суперсплавов CMSX-4 (пример 3), AM1 (пример 4) и МС2 (пример 5). Следовательно суперсплавы из примеров 1 и 2 могут либо выдерживать напряжения при эксплуатации, превышающие напряжения, выдерживаемые взятыми для сравнения суперсплавами при сравнительных сроках службы, либо характеризоваться превосходящими сроками службы при сравнимых напряжениях.

Стойкость защитного покрытия

Для исследования совместимости суперсплавов из примеров 1 - 5 с покрытием (металлическим подслоем и керамическим тепловым барьером) были проведены испытания на стойкость теплового барьера к циклическому окислению.

Эти испытания, осуществляемые на воздухе, заключались в повторении элементарного термического цикла, содержавшего этап нагрева до 1100°С в течение примерно десяти минут и последующую выдержку при 1100°С, при этом общая длительность обоих этапов составила 1 час, и в принудительном охлаждении в течение примерно десяти минут до температуры ниже 100°С.

Испытание было прекращено, когда на образце обнаружили отслоение керамического теплового барьера, по меньшей мере, на 20% своей поверхности, т.е. когда керамический тепловой барьер присутствовал, по меньшей мере, на 80% поверхности образца. Это измерение может быть произведено путем анализа изображений.

Суперсплавы из примеров 1 - 5 имели покрытие, состоявшее из металлического подслоя из NiPtAl и керамического теплового барьера из диоксида циркония с добавкой иттрия, нанесенного путем EB-PVD. Диоксид циркония с добавкой иттрия представлял собой тип 8YPSZ, которым является диоксид циркония с добавкой иттрия, содержавшим 8% по массе оксида иттрия (Y₂O₃).

Результаты этих испытаний приведены в таблице 3, в которой указано количество циклов при 1100°С для каждого образца до прекращения испытания.

Разброс результатов разных испытаний, проведенных на суперсплаве одного типа, представлен неопределенностью, выраженной количеством циклов, которое можно сложить или вычесть из количества циклов, указанного во второй колонке таблицы 3. Для каждого типа сплава испытание проводилось с использованием, по меньшей мере, трех разных образцов.

Таблица 3

Суперсплавы Количество циклов Неопределенность (количество циклов) Пример 1 4500 500 Пример 2 4300 500 Пример 3 2050 500 Пример 4 1450 250

Было отмечено, что образцы с подложкой, состав которой соответствовал составу в примерах 1 и 2, могут выдержать количество циклов при температуре от 1100°С до менее 100°С в значительно более окисляющей атмосфере, чем образцы с подложкой, состав которой соответствует составу в примерах 3 и 4, до того, как тепловой барьер отслоится на более, чем 20% поверхности образца.

Микроструктура образцов с покрытием, подложка которых имела состав, приведенный для примеров 1 и 2, контролировалась по окончании испытаний на термический цикл при температуре от 1100°С до менее 100°С. Наблюдения через оптический микроскоп показали отсутствие вторичной зоны реакции в подложке из суперсплава под металлическим подслоем из сплава типа NiPtAl.

В заключение следует отметить, что суперсплавы согласно настоящему изобретению, с одной стороны, обладают свойствами ползучести, превосходящими те же свойства стандартных сплавов CMSX-4, AM1 и МС2 (примеры 3 - 5) при очень высокой температуре (1200°С), с другой стороны, эти суперсплавы позволяют увеличить срок службы теплового барьера. Наконец на данных сплавах не происходит образования вторичной зоны реакции под покрытием, образуемым тепловым барьером. Таким образом эти суперсплавы позволяют увеличить срок службы деталей (например, турбинных лопаток) при высокой температуре, изготовленных из указанных суперсплавов, в частности, в том случае, когда эти детали содержат защитное покрытие.

На фиг. 1 показан вертикальный разрез по плоскости, проходящей через главную ось А, газотурбинного двухконтурного двигателя 10. Двухконтурный газотурбинный двигатель 10 содержит, если смотреть в направлении циркуляции воздушного потока, воздуходувку 12, компрессор 14 низкого давления, компрессор 16 высокого давления, камеру сгорания 18, турбину 20 высокого давления и турбину 22 низкого давления.

Турбина 20 высокого давления имеет множество подвижных лопаток 20А, вращающихся вместе с ротором, и спрямляющих устройств 20В (неподвижных лопаток) на статоре. Статор турбины 20 содержит множество колец 24, установленных напротив подвижных лопаток 20А турбины 20.

Таким образом, эти свойства указанных суперсплавов представляют интерес для производства монокристаллических деталей, применяемых на горячих участках газотурбинных двигателей.

Следовательно, можно изготовить подвижную лопатку 20А или спрямляющее устройство 20В для газотурбинного двигателя с использованием охарактеризованного выше суперсплава.

Также можно изготовить подвижную лопатку 20А или спрямляющее устройство 20В для газотурбинного двигателя с использованием суперсплава, которые охарактеризованы выше и имеют защитное покрытие с металлическим подслоем.

Газотурбинным двигателем может служить, в частности, турбореактивный двигатель, такой, как двухконтурный турбореактивный двигатель 10. Газотурбинным двигателем могут служить также одноконтурный турбореактивный двигатель, турбовинтовой двигатель или турбинный двигатель.

Хотя настоящее изобретение описано со ссылкой на специфичный пример осуществления, однако очевидно, что в него могут быть внесены разные преобразования и изменения, не выходящие за пределы общего объема изобретения, охарактеризованного формулой изобретения. Кроме того отдельные признаки разных упомянутых вариантов выполнения могут комбинироваться в дополнительных вариантах осуществления. Следовательно, описание и чертежи служат для пояснения, а не для ограничения изобретения.

Изобретение относится к металлургии, а именно к суперсплавам на основе никеля, и может быть использовано в авиационной промышленности, в частности, для изготовления монокристаллических лопаток газотурбинного двигателя. Суперсплав на основе никеля содержит, в мас.%: 4,0-6,0 хрома, 0,4-0,8 молибдена, 2,5-3,5 рения, 6,2-6,6 вольфрама, 5,2-5,7 алюминия, 0,0-1,6 титана, 6,0-9,9 тантала, 0,3-0,7 гафния, 0,0-0,3 кремния, остальное – никель и возможные примеси. Монокристаллическая лопатка (20А, 20В) для газотурбинного двигателя, изготовленная с использованием суперсплава и имеющая защитное покрытие, содержащее металлический подслой, нанесённый на суперсплав, и керамический тепловой барьер, нанесённый на металлический подслой. Сплав характеризуется высокими значениями жаростойкости и стойкости к термической усталости, повышается стойкость теплового барьера к отслоению. 3 н. и 7 з.п. ф-лы, 1 ил., 3 табл., 5 пр.

1. Суперсплав на основе никеля, содержащий, в мас.%: 4,0–6,0 хрома, 0,4–0,8 молибдена, 2,5–3,5 рения, 6,2–6,6 вольфрама, 5,2–5,7 алюминия, 0,0–1,6 титана, 6,0–9,9 тантала, 0,3–0,7 гафния, 0,0–0,3 кремния, остальное – никель и возможные примеси.

2. Суперсплав по п. 1, отличающийся тем, что он содержит, в мас.%: 4,8–5,2 хрома, 0,4–0,8 молибдена, 2,8–3,2 рения, 6,2–6,6 вольфрама, 5,2–5,7 алюминия, 0,8–1,2 титана, 6,3– 9,2 тантала, 0,3–0,7 гафния, 0,0–0,3 кремния, остальное – никель и возможные примеси.

3. Суперсплав по п. 1, отличающийся тем, что он содержит, в мас.%: 4,8–5,2 хрома, 0,4–0,8 молибдена, 2,8–3,2 рения, 6,2–6,6 вольфрама, 5,2–5,7 алюминия, 0,0–1,5 титана, 6,3–6,7 тантала, 0,3–0,7 гафния, 0,0–0,3 кремния, остальное – никель и возможные примеси.

4. Суперсплав по п. 1, отличающийся тем, что он содержит, в мас.%: 4,8–5,2 хрома, 0,4–0,8 молибдена, 2,8–3,2 рения, 6,2–6,6 вольфрама, 5,2–5,7 алюминия, 0,0–0,5 титана, 8,8–9,2 тантала, 0,3 – 0,7 гафния, 0,0 – 0,3 кремния, остальное – никель и возможные примеси.

5. Суперсплав по п. 1, отличающийся тем, что он содержит, в мас.%: 5 хрома, 0,6 молибдена, 3 рения, 6,4 вольфрама, 5,5 алюминия, 1 титана, 6,5 тантала, 0,5 гафния, 0,0–0,1 кремния, остальное – никель и возможные примеси.

6. Суперсплав по п. 1, отличающийся тем, что он содержит, в мас.%: 5 хрома, 0,6 молибдена, 3 рения, 6,4 вольфрама, 5,5 алюминия, 9 тантала, 0,5 гафния, 0,0–0,1 кремния, остальное – никель и возможные примеси.

7. Монокристаллическая лопатка (20А, 20В) для газотурбинного двигателя, содержащая суперсплав по любому из пп. 1–6.

8. Лопатка (20А, 20В) по п. 7, отличающаяся тем, что она имеет защитное покрытие, содержащее металлический подслой, нанесённый на суперсплав, и керамический тепловой барьер, нанесённый на металлический подслой.

9. Лопатка (20А, 20В) по п. 7 или 8, отличающаяся тем, что она имеет структуру, ориентированную в кристаллографическом направлении <001>.

10. Газотурбинный двигатель, содержащий лопатки (20А, 20В) по любому из пп. 7–9.