Высокотемпературный сплав на основе tial
Высокотемпературный сплав предназначается для деталей машин, подвержденных высокой при механической.и термической нагрузке. Сплав имеет следующий состав: Ti В Me AI - (х + у + z), где EI-B, ge или Si и Ме-Со. b, g e, Hf. Mn, Mo, Lb, Pd Та V, W, J и/или 2r. и 0.46 s xs 0,54; 0,001 y 0.015 для El-ge и , Hf, Mn, Mo, Lb. Та, V, и/или W; 0,001 s y 0,018 для В Si и Me Hf, Mn, Mo, Та, V и/или W; 0 s уз 0,01 для El В и Me Co. ge, Pd, J и/или 2г 0 s ys 0,02 для В ge и Me Co. ge. Pd J и/или 2r, 0,0001 s « 0,01 для В В и Me Cr, Mn, Lt и/или W; 0,01 s zs 0,04 если Me - отдельный элемент; 0,01 s & 0,08. если Me - это два ипи брлее отдельных элементов, причем 0,46 s (х+ун- 0.54 г
СОЮЗ СОВЕТСКИХ
СОЦИАЛИСТИЧЕСКИХ РЕСПУБЛИК
ГОСУДАРСТВЕННОЕ ПАТЕНТНОЕ
ВЕДОМСТВО СССР (ГОСПАТЕНТ СССР)
ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕН
К ПАТЕНТУ
М
М4
Ы
С „ (21) 4895288/02 (22) 30.04.91 (31) 90 1523; 90 1524; 90 1616 (32) 04.05.90; 04.05;90; 11.05.90 (33) СН; СН; СН (46) 30.12.93 Бюл. ¹ 48 — 47 (71) Асеа Браун Бовери АГ (СН) (72) Мохамед Назми(Е6); Маркус Штаубли(СН) (54) ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ СПЛАВ НА
ОСНОВЕ TIAL (57) Высокотемпературный сплав предназначается для деталей машин, подвержденных высокой гри механической,и термической нагрузке. Cnrtae и еет (в) SU (и) 1839683 ЛЗ следующий состав. Ti Н Me AI — (х + у + z), где х с
Н-В,geunuSiuMe — Со,ár,ge, Нт, Мп, Mo, Lb, Pd, Ta, Ч, W,3 и/ипи 2r, и 0,46 х 0,54: 0001 у» 0,015 для El-ее и Me=Cr, Hf, Mn, Mo, Lb, Та, V, и/или Щ
0,001 у» 0,018 для Б = Si u Me = Hf, Mn, Мо, Та, Y и/ипи W; 0 s у» 0,01 для El = В и Me = Со, ge, Ртт, J и/или 2r,Оs у 0,02 для El =ge u Me =- Со. ge, Ро,,) и/ипи 2г, 0,0001 « «0,01 для Б = В и Ме = Cr, Mn, Lb и/или W; 0,01 z 0,04 если Me — отдельный элемент; 0,01 г 00&, если Me — это два ипи брлее отдельных элементов, причем 046 (к+у+3
0,54.
1839683
Предложен высокотемпературный сплав для деталей машин на базе интерметаллических соединений, которые пригодны для направленного эатеердевания и которые дополняют обычные сверхпрочные сплавы на основе никеля, Изобретение относится к усовершенствованию и улучшению сплавов, базирующихся на интерметаллическом соединении типа титанового алюминида TIAI, с другими добавками, способствующими повышению прочности, вязкости и растяжимости. В более узком смысле настоящее изобретение касается высокотемпературного сплава для деталей машин на базе сплава ПА!.
Интерметаллические соединения титана с алюминием обладают некоторыми интересными свойствами, которые могут считаться целесообразными для применения в качестве конструкционных материалов в среднем и более высоком температурном диапазоне. Сюда относится их низкая плотность по сравнению с супе рс1 лавами, составляющими лишь примерно 1/2 величины для суперсплавов на базе Nl. Их техническая применимость в данной форме ограничена их хрупкостью, Первая может быть улучшена введением добавок, при этом достигается более высокое значение прочности. Известны частично уже внедренные на практике интерметаллические соединения в качестве конструкционных материалов, например никелевые алюминиды, силициды и алюминиды титана, Уже предпринимались попытки улучшить свойства чистого Т!А! посредством легких изменений Т! /А! — атомных соотношений, а также в результате добавления к сплавам других элементов, Были предложены, например, альтернативно Cr, В, V, Я, Та. а также Nl+ Si u Ni + Si+ В, далее Мп, VV, Mo, Nb, Hf. Задача заключалась в том, чтобы снизить хрупкость, т,е, повысить растяжимость и вязкость материала и достичь максимально высокой прочности в температурном диапазоне между комнатной температурой и рабочей температурой. Кроме того, стремились получить достаточно высокую стойкость к окислению. Эти цели однако были достигнуты лишь частично.
Термостойкость известных алюмини дов является неудовлетворительной. При низкой температуре плавления этих материалов прочность, в частности предел ползучести, в верхнем температурном диапазоне является недостаточной, Иэ патента США US-А-3203794 известен Tl — AI — высокотемпературный сплав с содержанием 37 вес, А!. Zr, остаток Т!, Сравнительно небольшая добавка Zr обуславливает то, что этот сплав имеет свойства, сопоставимые с TIAI.
Из Европейского патента ЕР-А10365598 известен высокотемпературный сплав на базе TIAI с добавками SI и Nb, в противоположность этому в ЕР— Al-0405134 предлагается высокотемпературный сплав на основе TIAI с добавками Sl u Nb.
Свойства известных модифицированных интерметаллических соединений не удовлетворяют таким техническим требованиям, которые предъявляются к изготавливаемым из них изделиям. Особенно это относится к термостойкости и вязкости (ков15 кости), Поэтому существует потребность в усовершенствовании и улучшении подобных материалов, В основе данного изобретения лежит задача — получение легкого сплава с доста20 точным сопротивлением против коррозии и окисления при температурах и одновременно высокой термостойкостью, а также достаточной вязкостью в температурном диапазоне 500-1000 С, который хорошо пригоден для направленного эатвердевания и который состоит в основном из тугоплавкого интерметаллического соединения;
Данное изобретение описывается на основе нижеследующих примеров исполне30 ния, поясняемых более подробно на графиках.
На фиг.1 — 4 показаны графические иэображения твердости по Виккерсу HV в зависимости от температуры сплавов 3-9, 14 — 20, 35 21 — 27 и 33 — 38 на базе интерметаллического соединения титанового алюминида, а также сравнительных сплавов 1 и 2; на фиг. 5-8— графические иэображения предела текучести оо,г в зависимости от температуры спла40 вов 3-9, 14-20, 21-27 и 33-39, а также сравнительных сплавов 1 и 2; на фиг.9-11— графические изображения влияния вольфрамовых добавок на твердость по Виккерсу
HV и относительное удлинение при разрыве
45 д при.комнатной температуре сплавов 1113, 28 — 32, 40 и 41 на базе интерметаллического соединения алюминида титана.
На фиг.1 представлено графическое изображение твердости по Виккерсу HV в
50 зависимости от температуры ("С) сплавов
3 — 9 на базе интерметаллического соединения алюминида титана. Для того, чтобы можно было представить себе влияние элементов сплава, на графиках показаны твердости flo Виккерсу для чистых алюминидов титана 1 и 2 с 50 ат, Ai и с 48 ат. Al.
Сплавы имеют следующий состав: сплав 1: 50 ат, Ti, остаток Al; сплав 2: 52 ат. Ti, остаток Ai;
1839683 сплав 3: 48,5 ат. Tl, 3 ат. И/, 0,6 ат, Ge, 49 ат. Al; сплав 4; 50,5 ат./ Ti, 3 ат. / W, 0,5 ат. Ge, 46ат% Al; сплав 5: 48,5 ат,% Т1, 3 ат. / W, 0,5 ат, / Sl, 5
48ат. Al; сплав 6: 47,5 ат.% AI; сплав 7: 48,5ат. TI, 3 ат. Сг. 0,5 ат. Ge, 48 ат. Al; сплав 8,48,5 ат. Tl, 3 ат. / Та, 0,5 ат. Ge, 10
48,0ат Al; сплав 9: 48,5 ат.% Al, 48,5 ат. Т), 3 ат. Та, 0,5 ат. Sl.
Все кривые показывают аналогичный характерный ход, Вплоть до температуры 15 примерно 500 С необходимо считаться со спадом в среднем 10 /. При 700 С твердость HV составляет около 80, при 850 С вЂ” приблизительно 70 / величины при комнатной температуре. 20
На фиг.2 показано графическое изображение твердости по Виккерсу НЧ(кг/мм ) в зависимости от температуры (С) сплавов
14 — 20 на базе интерметаллического соединения алюминида титана, а также сравни- 25 тельных сплавов 1 и 2. Сплавы имеют состав: сплав 1: 50 ат. Ti, остаток Ai; сплав 2: 52 ат, Ti, остаток А!; сплав 14: 50 ат, Ti, 2 ат. I, 48 ат.% At; 30 сплав 15: 49 ат. Ti, 3 ат.% W, 48 ат. Al; сплав 16; 49 ат. / Ti, 3 ат. / Ge, 48ат,% Al; сплав 17: 49 ат.% Tl, 3 ат. / Pd, 48 ат.% Ai; сплав 18: 50 ат. / Tl, 2 ат. / Со, 49 ат..,0 Al; сплав 19: 51 ат.% Ti, 1 эт. / Zr, 48 ат. / At; 35 сплав 20: 49 ат. Т, 3 ат. / Zr, 49 ат.% А1.
Кривые показывают аналогичный характерный ход. Вплоть до температуры око. ло 500 С необходимо считаться со спадом в среднем 10, При 700 С твердость HV со- 40 ставляет примерно 80, при 850 С вЂ” около
70 величины при комнатной температуре.
Фиг.3 относится к графическому изображению твердости по Виккерсу HV a зависимости от температуры сплавов 21 — 27 на 45 базе интерметаллического соединения алюминида титана, а также сравнительных сплавов 1 и 2, Сплавы имеют состав: сплав 21: 48 ат. Tl, 3 ат.% V, 05 ат.% В., 48 а.т о Аt сплав 22: 47 ат, Tl, 3 ат. / Zr, 2 ат. Ge, 48 ат.% Al; сплав 23: 48,5 ат. Ti, 3 ат. V. 0,5 ат.% Ge, 48 ат. AI; сплав 24. 50,5ат. Tl, 1 ат. Zr, 0,6ат. Ge, 55
48 ат. А!; сплав 25: 48,8 ат. Tl, 3 ат, Zr, 0,5 ат. $ бе, 48 ат." Al; сплав 26: 48.5 ат. Tl. 3 эт. / Pd, 0,5 ат.
Ое, 48 ат, Al; сплав 27: 48,5 э1. Ti, 3 ат. Co, 0,5 ат.
Ge, 48 ат, At.
Действительно сказанное, приводимое для фиг.2, На фиг,4 представлено графическое изображение твердости по Виккерсу HV (кг/мм ) в зависимости от температуры (С)
2 сплавов 33 — 39 на базе интерметаллического соединения алюминида титана и контрольных (сравнительных) сплавов 1 и 2. Сплавы имеют состав: сплав 1: 50 ат.% Tl, остаток Al; сплав 2: 52 ат. Tl. остаток Al; сплав 33: 50,5 ат, Tl, 1 ат. W. 0,5 ат, В, 48 эт. Al; сплав 34: 48,5 ат.,/, Ti, 3 ат.% W, 0 5 эт.% В, 48 эт.% Al; сплав 35: 48 ат,% Tl, 3 ат, W, 1 эт, В, 48 ат. А1; сплав 36: 49,5 ат. Ti, 2 ат.% Mn, 05 ат. В, 48 ат. Al; сплав 37: 48,5 эт. / Ti, 3 ат. Cr. 0,5 эт,% В, 48 ат. Al; сплав 38: 47,5 ат.% Т1, 2 эт.% Мп, 2 ат. о/ КЬ, 0,5 ат. / В, 48 ат. / At; сплав 39: 48,5 ат,% Ti, 2 e r. Сг, 1 ат. Мп, 0.5 ат. В, 48 ат, Al.
Кривые показывают аналогичные характерные ходы. Вплоть до «емперагуры около
500 (неооходимо считаться со спадом среднем 10 4. При 700 С тьердость HV =.оставляет еще около 80%, при 850"С вЂ” еще около 70/, значения при комнатной температуре.
На фиг.5 представлено графическое изображение предела rely«ecт::, оо;,МПэ) в зависимости от температуры (С) сплавов 1-9.
Все кривые показывают аналогичную характеристику материала. Вплоть до темпеоатуры около 90 С предел текучести "íà÷àëà уменьшается сильнее. затем менее сильно до примерно 80о величины комнатной температуре. Начиная с 1000"С (выше пвг бэ кривой) осуществляется крутой -пад до низких значений, На фиг,б представлено графическое изображение предела текучести (о z (МПэ) в зависимости от температуры (C) сплавов
14 — 20 и контрольных сравнительных сплавов1и2, Все кривые показывают аналогичную характеристику материала. Вплоть до температуры около 900 С предел текучести сначала уменьшается сильнее, затем менее сильно до 80% величины, имеют,ейся при комнатной температуре, Начиная r. 1000 С (свыше изгиба кривой) осуществляется затем крутой спад до ни" êèõ значений.
1839683 ба кривой) осуществляется затем крутой спад до низких значений.
Фиг.9-11 относятся к графическим изображениям влияния металлических добавок
5 (Ме, Ф/) на механические свойства сплавов на базе интерметаллического соединения алюминида титана при комнатной температуре. 8 сплавах 11, 12, 13, 28, 29, 30, 40 и 41 представлено влияние содержания вольф1Î рама или иттрия на твердость по Виккерсу
HV (кгlмм ), а в сплавах 11, 12, 13, 31, 32 и
40 — влияние содержания вольфрама или иттрия на относительное удлинение при разрыве д ($) при комнатной температу15 ре.
Сплав 11 служит как базис. Состав сплавов следующий, ат. ф,;
С увеличением содержания металла Ме (Me Nf, Y, Zr) можно установить значительное повышение твердости при сравнительно небольшом уменьшении относительного удлинения при разрыве, Особенно бросает- 20 ся в глаза вяжущее действие добавки бора.
Пример 1, В электродуговой печи в атмосфере аргона как защитного газа расплавляли сплав следующего состава, ат.$:
Ti 51 25
St 02
W 4
А! 44 8
В качестве исходных материалов служили отдельные элементы со степенью чисто- 30 ты 99,997. Расплав сливали в чугунную . (литую) заготовку с диаметром около 50 мм и высотой примерно 70 мм, Эту заготовку снова расплавляли в атмосфере защитного газа и также в атмосфере защитного газа 35 заставляли затвердевать в виде стержней с диаметром около 9 мм и длиной примерно
70 мм. Эти стержни перерабатывали без последующей термообработки непосредстФиг,7 Относится к графическому иэображению пределе текучести ob,2 в зависимости от температуры сплавов 21-27 и от контрольных сплавов 1 и 2. Имеет место сказанное, приводимое для фиг.3, На фиг,8 представлено графическое изображение предела текучести сои (МПа) в зависимости от температуры (C) сплавов
33-39 и сравнительных контрольных сплавов 1 и 2, Все кривые показывают аналогичную характеристику материала, Вплоть до температуры около 900 С предел текучести сначала уменьшается сильнее, затем менее сильно до 807 величины при комнатной температуре, начиная с 1000 С (выше изгивенно для гидравлических и кратковременных испытаний, .
Дальнейшее улучшение механических свойств в результате соответствующей термообработки находится в сфере возможного. Кроме того, существует возможность для улучшения посредством направленного затвердевания. для чего. сплав особенно пригоден.
Пример 2. Аналогично примеру 1 следующий сплав был расплавлен в атмосфере аргона, ат.
Ti 51
Б 0,5
Мо 35
At 45
Этот расплав сливали аналогично примеру 1, в атмосфере снова подвергали затвердеванию в виде стержней, Размеры таких стержней соответствовали примеру 1.
Стержни перерабатывали беэ последующей термообработки непосредственно до гидравлических испытаний. Достигнутые таким образом величины механических свойств в
1839683
40 зависимости от температуры испытания соответствовали приблизительно механическим свойствам. указанным в примере 1.
Эти величины можно улучшить посредством термообработки. 5
Пример 3, Точно так же, как в примере 1, следующий сплав расплавляли в атмосфере аргона, ат.%:
Ti 50
Sl 08 10
Мо 3
Al 462
Расплав сливали аналогично примеру 1, снова расплавляли в атмосфере аргона и снова отливали до получения призм с квад- 15 ратным перечнем сечением (7 мм х 7 мм х 80 мм), Из этих призм были изготовлены образцы для гидравлических испытаний, образцы для определения, твердости и образцы для испытания на удар. Механические свойства 20 соответствовали приблизительно механическим свойствам, указанным в приведенных примерах, термообработки выявили дальнейшее улучшение этих величин.
Пример ы 4-21. В атмосфере аргона 25 были расплавлены следующие сплавы, ат. 7; 1 )Т!
Ge
Мп 30
Al
2) Tl
Ge
Мп
Al 35
3) Т!
Ge
Та
Ai
4) Tl
Ge
Hf
Al
5) Ti
Sl 45
Мп
Al
6) Tl
Si 50
Сг
Ai
7) Tl
Та 55
Nb
А!
8) Tl
Sl
Мо
1,4
1,5
47
48
2
49
51
0,6
45,4
46
0,1
49
51
1,5
1,5
44
1,5
48
1
47,5
46
0,1
2,5 н
Al
9) Tl
Ge
Al
10) V
Т!
Ge
Мп
Cr
Al
11) Tl
Ge
Nb н
Al
12) Т!
SI
Сг
Nb
Al
13) Tl
SI
Мо
Мп
Al
14) Т!
Я
Мо
Мп
Al
15) Т!
Sl
Nb
Мп
Al
16) Ti
Si
Та
W н
Al
17) Ti
Ge
Мо
Cr
Al
18) Tl
Ge
Та
Hf
Al
19) Tl
1,5
49,9
51,5
0,2
44,3
0,8
2,4
1,6
45,2
47
1.3
2,5
0,5
48,7
47
0,3
1.5
1
49,2
51
0,7
0,7
0,3
44,3
51
0,7
0,7
0,3
44,3
1
1
49
1,2
1,5
1.4
45.9
49
1.5
2,5
0.5
45,5
51,5
1.5
0,5
1,5
44
Дл
1839683
Ge 05
Nb 3
Мо 0,5
Cr 05
Al 49,6
В остальном поступают так же, как и в примере 1, Пример 22, Точно так же, как и в примере 1, сплав 3 расплавляли в атмосфере афгана, ат.%;
Tl 485
Ge 05
W 3
А! 48
Расплав сливали аналогично примеру 1, снова расплавляли в атмосфере аргона и отливали в призмы с квадратным поперечным сечением (7 мм х 7 мм х 80 мм). Из этих призм изготавливали образцы для гидравлических испытаний, определения твердости и испытания на удар. Ход кривой, характеризующей механические свойства, соответствовал примерно ходу кривой механических свойств указанных примеров. Предел текучести God при комнатной температуре составлял 583 МПа. Кривая над температурой
Т указана на фиг.5. Как контрольная величина нанесен сплав 1 (чистый Т!А!). Твердость по
Виккерсу HV при комнатной температуре составляла в среднем 322 ед. Ход кривой над температурой Т зафиксирован на фиг.1.
Как контрольная величина указан сплав 1 (чистый TIAI). Термообработка показала дальнейшее улучшение этих величин.
Пример 23. Согласно примеру 22 из чистых элементов был расплавлен сплав 4, ат.%;
Tl 50,5
Ge 05
И! 3
Al 46
Предел текучести 0о,2 при комнатной температуре составлял 553 МПа. Кривая над температурой Т нанесена в фиг,5, Твердость по Виккерсу при комнатной температуре составляла в среднем 335 ед. Ее кривая нанесена над температурой Т на фиг.1.
Пример 24, Согласно примеру 22 из чистых элементов был расплавлен сплав 5, ат, j
Т! 485
Sl 0.5
W 3
Al 48
Предел текучести Оо,2 при комнатной температуре составлял 578 МПа. Кривая предела текучести над температурой Т нанесена на фйг.5. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре достигала величины 350 ед. Ее кривая зафиксирована над температурой Т на фиг.1. Необходимо принять во внимание действие комбинированной W- u
5 Sl-добавки, способствующей повышению твердости, по сравнению с чистым TIAI. В данном случае она составляет в среднем 75%.
Пример 25. Согласно примеру 26 сплав 6 был расплавлен из чистых элемен10 тов, ат.%:
Tl 47,5
Sl 05
W 4
А! 48
15 Предел текучести oo z при комнатной температуре составлял 572 МПа (фиг.5). Твердость по Виккерсу HV достигала при комнатной температуре 347 ед. (фиг.1).
fl р и м е р 26, Поступали точно так же, 20 как в примере 32. Расплавленный сплав 7 имел следующий состав, ат.%:
Tl 485
Ge 0,5
Та 3
25 Al 48
Предел текучести оо,2 при комнатной температуре составлял 550 МПа (фиг,5). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составляла в среднем 333 ед, (фиг.1), 30 П о и м е р 27. Согласно поимеру 22 из чистых элементов был расплавлен следующий сплав, ат,%:
Ti 485
Ge 05
35 Та 3
Al 48
Предел текучести 0о,2 при комнатной температуре достигал 490 МПа (фиг.5), Твердость по Виккерсу НЧ при комнатной температуре
40 составляла в среднем 300 ед. (фиг,1).
Пример 28, Согласно примеру 22 сплав 9 был расплавлен из чистых элеменуго ат%
45 Ti 48 5
Sl 05
Та 3
Al 48
Предел прочности (Jo,2 при комнатной тем50 пературе достиг 461 ед. (фиг.5). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре достигала 279 ед, (фиг.1).
Пример 29, В печи согласно примеру
22 был расплавлен сплав следующего соста55 ва, ат%:
TI
Sl
AI
13
14
1839683
Предел текучести гЖ,2 при комнатной температуре составлял 489 МПа. Ход ее кривой над температурой Т аналогичен ходу кривой расплава 8, Твердость по Виккерсу
HV при комнатной температуре наход>ллась при 296 ед. Она имела надтемпературой ход кривой, аналогичной сплаву 8.
Пример 30. Аналогично примеру 22 следующий сплав был расплавлен из элементов, ат. :
Ti 475
Ge 05
Мп 2
Nb 2
Al 48
При комнатной температуре предел текучести с,z составил около 478 МПа. Ход кривой над температурой находится примерно в середине между соответствующими кривыми сплавов 8 и 9. Твердость по Виккерсу HV находилась при комнатной температуре при 290 ед. Ее температурная кривая находится примерно в середине между соответствующими температурными кривыми сплавов 8 и 9.
Пример 31. Согласно примеру 22 был расплавлен сплав следующего состава, ат. :
Ti 48,5
Ge 05
Nb 3
Al 48
При комнатной температуре предел текучести oo,ã составил 388 МПа. Ее кривая над температурой Т практически совпадает с кривой сплава 2. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре достигала 235 ед. Соответствующая кривая над Т практически совпадает с кривой сплава 2, Пример 32. Иэ чистых элементов в печи s атмосфере защитного газа был расплавлен сплав следующего состава, ат.7;:
Ti 49,5
Si 0,5
Мп 2
Al 48
Предел текучести г о,2 при комнатной температуре был измерен с 449 МПа. Его ход кривой над температурой находится сразу ниже кривой сплава 9. Твердость по
Виккерсу HV при комнатной температуре имела величину 272 ед. Температурная кривая находится примерно ниже температурной кривой сплава 9.
Пример 33. Согласно примеру 22 следующий сплав был расплавлен в атмосфере защитного газа, ат.%:
Ti 44,5
Ge 0,5
IN 3
Al 32
Предел текучести mod при комнатной температуре показал средйюю величину
5 522 МПа. Его температурная кривая находится почти ниже температурной кривой сплава 9. Твердость по Виккерсу HV npu комнатной температуре показала величину
272 ед, Температурная кривая находится
10 чуть ниже температурной кривой сплава 9.
Пример 34. Согласно примеру 22 следующий сплав был расплавлен в атмосфере защитного газа, ат. :
Tl 44,5
15 Ge 0,5
W 3
Al 52
Предел текучести Uo2 при комнатной температуре показал среднюю величину
20 522 МПа. Его температурная кривая находится чуть ниже температурной кривой сплава 3. Твердость по Виккерсу HV npu комнатной температуре оказалась равной
316 ед. Соответствующая кривая над темпе25 ратурой Т находится чуть ниже кривой сплава 3.
Пример 35. В электродуговой печи в атмосфере аргона как защитного газа расплавляли расплав следующего состава, 30 ат. ;
Ti 47
V 3,5
Ai 49,5
В качестве исходных материалов служи35 ли отдельные элементы со стег.енью чистоты 99,99, Расплав сливали в литую (чугунную) заготовку с диаметром около бО мл и вь>сотой примерной 80 мм, Литую заготовку снова расплавляли в атмосфере за40 щитного газа и также в атмосфере защитного газа оставляли для затвердевания в виде палочек с диаметром около 8 мм и длинной примерно 80 мм.
Эти палочки без последующей термооб45 работки перерабатывались непосредственно до гидравлических испытаний для кратковременных опытов. Достигнутые при этом механические свойства измерялись в зависимости от температуры испытания.
50 Дальнейшее улучшение механических свойств посредством соответствующей термообработки находится в пределах возможного. Кроме того, существует воэможность для улучшения посредством направленного
55 затвердевания, для чего особенно пригоден такой сплав.
Пример Зб, Аналогично примеру 35 следующий сплав расплавляли в атмосфере аргона, ат. $:
1839683
Т! 52
Со 1
А! 47
Расплав сливали аналогично примеру
35. в атмосфере аргона снова расплавляли и заставляли затвердевать в вид палочек.
Размеры палочек соответствовали примеру
34. Эти палочки снова перерабатывали без последующей термообработки непосредственно до гидравлических испытаний. Достигнутые таким образом величины механических свойств в зависимости от температуры испытания соответствовали примерно величинам механических свойств иэ примера 35. Эти величины могут быть еще улучшены s результате термической обработки.
П риме р 37.Точнотакже, кака примере 35, следующий сплав расплавляли в атмосфере аргона, ат. 7:
Ti 50
Zr 2,5
Al 475
Расплав сливали аналогично примеру
35, в атмосфере аргона снова расплавляли и отливали до призм квадратного поперечного сечения (8 мм х 8 х мм х 100 мм), Из этих призм были изготовлены образцы для гидравлических испытаний, определения твердости и испытаний на удар. Механические свойства соответствовали примерно механическим свойствам. укаэанным в предыдущих примерах. Термическая обработка показала дальнейшее улучшение этих велиП р и ме р ы 38-47, В атмосфере аргона были расплавлены следующие сплавы, ат. ф,:
1) Т! 46
Ge 2
А! 52
2) Т! 48
Pd 05
Al 51,5
3) Ti 48
Zr 4
В 1,5
Al 46,5
4) Tl 47
Ч 3
В 1
А! 49
5) Ti 48
Со,3
В 1
Al 48
6) Ti 50
Pd 02
В О;8
AI, 49
7)TI 475
Ч 1,5
Ge 05
Al 505
8) TI 50
Со 2
Ge 2
Al 46
10 9) Т! 47
Zl 1
Ge 1,5
At 505
10) Ti 52
15 Pd 03
Ge 05
А! 47.2
Были изготовлены пробы для определения твердости, растяжимости и предела текуче20 сти.
Пример 48. В небольшой печи, находящейся в атмосфере аргона, иэ чистых элементов был расплавлен сплав 14, ат.%:
Ti 50
25 V 2
Al 48
После переплавки литой заготовки были отлиты небольшие пробы для определения твердости и предела текучести, а также рас30 тяжимости. Палочки имели диаметр 6 мм и длину 60 мм. Предел текучести ао,д при комнатной температуре составлял 582 МПа, Ход кривой над температурой Т указан на фиг.6 согласно кривой сплава 14. Как контрольная
35 величина зафиксирована температурная кривая сплава 1 (чистый TIAI), Твердость по
Виккерсу НЧ при комнатной температуре составляла в среднем 352 ед, Ход кривой над температурой Т нанесен на фиг,2, Как
40 контрольная величина снова указываегся сплав 1 (чистый TIAI).
Пример 49. В соответствии с примером 48 иэ чистых элементов бып расплаален
45 сплав 15, ат. .
Ti 49
V 3
Al 48
Предел текучести ав,г при комнатной
50 температуре составлял 650 МПа (фиг,6).
Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составляла в среднем 394 ед. (фиг.2), Действие Ч-добавки, способствующее повышению твердости, по сравнению с
55 чистым TIAI значительно и составляет примерно 100%, Пример 50. Согласно примеру 47 из . чистых элементов был расплавлен сплав 16, ат. :
1839683
Tl 49
Ge 3
Al 48
Предел текучести о0,2 при комнатной температуре составлял 482 МПа (фиг.6). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре достигала величины 292 ед. (фиг.2).
Пример 51, B соответствии с примером 48 сплав 17 был расплавлен из чистых элементов, ат. :
Ti 49
Pd 3
Al: 48
Предел текучести оо,2 при комнатной температуре составил 512 МПа (фиг.6). Твердость по Виккерсу HV достигала при комнатной температуре 310 ед. (фиг.2).
П р и ме р 52. Поступали точно так же, как в примере 48. Расплавленный сплав 18 имел следующий состав, ат.%:
Ti 50
Со 2
А! 48
Предел текучести aaг при комнатной температуре составлял 426 МПа (фиг.6). Твердость по Ви..херсу HV при комнатной температуре сост вляла в среднем 258 ед. (фиг.2), Пример 5 .. Согласно примеру 48 из чистых элементоь бь.л расплавлен следующий сплав 20, ат, -,;
Т! 4о
Zr 3 .Al 48
Предел текучести. го2 при комнатной температуре достигал величины 512 МПа (фиг.6). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составлял в среднем
310 ед. (фиг.2). Действие Zr-добавки, способствующей повышению твердости, по сравнению со сплавом 1 (чистый TiAl) составляет, таким образом, около 55 .
П ри ме р 54. Согласно примеру 48 был расплавлен сплав 21 следующего состава из чистых элементов, ат. :
TI 48
В 0,5
Ч 3
Al 48
Был достигнут предел текучести аод при комнатной температуре 645 МПа (фиг,7), Твердость по Вйккерсу HV при комнатной температуре имела величину 390 ед. (фиг.3).
П р им е р 55. В печи согласно примеру . 48 был расплавлен сплав 22 со следующим составом, ат. :
Т! 47
Ge 2
Zr 3
Ai 48
Предел текучести (re,2 при комнатной температуре составил 513 M Па (фиг.7). Твердость по Виккерсу HV при комнатной темпе5 ратуре находилась при 311 ед. (фи .3).
Пример 56, Аналогично примеру 47 был расплавлен сплав 23 из элементов, ат. :
Ti 48.5
10 Ge 05
V 3
А! 48
При комнатной температуре предел текучести составлял около 539 МПа (фиг,7).
15 Твердость по Виккерсу HV находилась при комнатной температуре в предегах 326 ед. (фиг,3).
Пример 57. Согласно примеру 48 из элементов был расплавлен car ав 24 следу20 ющего состава, ат. :
Т! 50
Ge 05
Zr 1
Ai 48
25 Предел текучести оо,z при комнатной температуре достигал величины 416 МПа (фиг,7). Твердость по Виккерсу HV npu комнатной температуре соответствовала 252 ед. (фиг.3), 30 Пример 58. Согласно примеру 48 был расплавлен сплав 25 следующего состава. ат.%:
Ti 4B.5
Ge 0,5
35 Ег 3
А! 48
При комнатной температуре предел теку ..ести оо,г составил 509 МПа (фиг,7). Твердость по Виккерсу HV при комнатной
40 температуре достигала 308 ед. (фиг.3):
Пример 59. Из чистых элементов в печи в атмосфере защитного газа был расплавлен сплав 26 следующего состава. йт. :
Т! 485
45 Ge 05
Pd 3
Al 48
Предел текучести <в,2 при комнатной температуре измеряли с 498 МПа (фиг.7), 50 Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре показала величину 302 ед, (фиг.3).
Пример 60, Согласно примеру 48 был расплавлен сплав следующего состава—
55 сплав 27, в атмосфере защитного газа, ат. :
Tl 485
Ge 05
Со 3
А! 48
1839683
5
Г1редел текучести (roz при комнатной температуре показал среднее значение 488
МГ1а (фиг.7), Твердость по Виккерсу HV npu комнатной температуре оказалась равной
296 ед. (фиг.3).
Действие элементов в примерах 35 — 60.
В результате добавления элементов V, Zr, Pd, Ge или Со в основной сплав Tl/Al eo всех случаях обеспечивается повышение твердости и прочности. При этом такое действие наблюдается с нисходящей тенденцией: наиболее сильное воздействие оказывает Zr, V, наиболее слабое — Со.
Обычно повышение твердости связано с более или менее сильной потерей растяжимости, которая однако в результате добавления в сплав других элементов, способствующих повышению вязкости, может быть по меньшей мере частично снова возмещена.
Добавление менее чем 0,5 ат.% одного элемента в большинстве случаев едва ли эффективно. При 3 — 4 ат,% обнаруживается явление некоторого насыщения, в результате дальнейшие добавки будут бессмысленными, а свойства материала в общем снова ухудшаются.
B оказывает обычно сильное влияние, способствующее повышению вязкости в комбинации с другими элементами, повышающими прочность (см. фиг,10), Здесь потеря растяжимости, вызванная добавками элемента V, практически может быть возмещена только содержанием В 0 5 ат.%. Более высоких добавок чем 1 ат.% В не требуется.
Ge действует в некоторых случаях аналогично элементу В, но значительно слабее.
Добавки более чем 2 ат, Ge в присутствии других элементов представляются мало целесообразными.
Для дальнейшей оптимизации свойств представляются полимерные системы, s которых делается попытка снова восстановить потерю отрицательных свойств отдельных добавлений в результате одновременного добавления в сплав других элементов.
Сфера применения модифицированных алюминидов британа простирается благоприятным образом на температуры в пределах между 600 и 1000 С, Пример 61, В электродуговой печи в атмосфере аргона как защитного газа рас, плавляли сплав 33 следующего состава, ат.%:
Ti 50,5
W 1
В 0,5
Al 485
Как исходные материалы служили отдельные элементы со степенью чистоты
99,99%. Расплав сливали до литой заготовки с диаметром около 60 мм и высотой примерно 80 мм.
Эту заготовку снова расплавляли в атмосфере защитного газа и также в атмосфере защитного газа заставляли затвердевать в виде палочек с диаметром около 12 мм и длиной примерно 80 мм. Эти палочки перерабатывали непосредственно беэ последующей термической обработки до испытания давлением для кратковременных опытов.
Дальнейшее улучшение механических свойств посредством соответствующей термообработки находится в сфере возможного, Кроме того, существует возможность для улучшения в результате направленного затвердевания, для чего этот сплав является особенно пригодным.
Твердость по Виккерсу HV (кг/мм ) при комнатной температуре показала величину
266 ед. (фиг.4). Как контрольные величины для этого нанесены сплав 1 (чистый TiAi), а также сплав 2 (48 ат,% А1, остаток Т1). Предел текучести с д при комнатной температуре имел величину 440 МПа (фиг.8). Как контрольные величины снова указаны сплав
1 (чистый TiAI), а также сплав 2 (48 ат.% Ai u
52 ат.% Ti) (фиг.9).
Пример 62. Аналогично примеру 61 следующий сплав 34 был расплавлен в атмосфере аргона, ат,%:
Т! 48,5
Nf 3
В 0,5
А) 48,5
Расплав сливали аналогично примеру
61, снова расплавляли в атмосфере аргона и оставляли для затвердевания в виде палочек. Размеры этих палочек соответствовали примеру 61. Палочки беэ последующей термообработки перерабатывали непосредственно до испытания давлением.
Достигнутыетаким образом величины механических свойств в зависимости от температуры испытания представлены на фиг.4 и 8, Эти величины могут быть еще улучшены в результате термообработки. Твердость по
Виккерсу HV при комнатной температуре составляла 329 ед, Предал прочности oo,z при комнатной температуре достигал величины 543 МПа. Действие добавки М/, способствующее повышению прочности и твердости, видно отчетливо.
Пример 63, Точно тэк же, как в примере 61, следующий сплав 35 расплавляли в атмосфера аргона, ат,%:
1839683
Т! 48
W 3
В 1
А! 48
Твердость по Виккерсу при комнатной температуре составляла 342 ед. (фиг.4), Предел текучести oog при комнатной температуре имел величину 565 МПа (фиг.8).
Механические свойства едва ли больше менялись в результате следующей добавки бора до
1 ат,, Поэтому такая величина представляется также, как оправданная верхняя граница для содержания бора в сплаве.
Пример 64. Согласно примеру 61 из чистых элементов был рэсплавлен сплав 36, а.т %
Ti 49,5
Мп 2
В 0,5
Al 480
При комнатной температуре твердость
fl0 Виккерсу составляла 295 ед. (фиг.4). Предел текучести oo,г при комнатной температуре имел величину 487 МПа (фиг.8).
Действие марганца, способствующего повышению твердости, следовательно, при одинаковом содержании бора несколько слабее, чем такое же действие вольфрама.
Пример 65. Согласно примеру 61 расплавляли сплав следующего состава 37, ат, :
Tl 48,5
Сг 3
В 0,5
Al 48
Твердость по Виккерсу достигала при комнатной температуре величины 350 ед, (фиг.4). При комнатной температуре предел текучести обад достигал 578 МПа (фиг.S). В результате комбинированной добавки вольфрама и бора обеспечивается максимальное повышение прочности.
Пример 66. Согласно примеру 61 из чистых элементов был расплавлен сплав 38 следующего состава в атмосфере защитного газа, ат.%:
Ti 47,5
Мп 2
Nb 2
В 0.5
А2 48
При комнатной температуре твердость по Виккерсу составляла 323 ед. (фиг.4). Предел текучести oo.z при комнатной температуре был равен 533 МПа (фиг.8), Комбинированное действие марганца и бора при одновременном присутствии 2 эт. ниобия соответствует примерно комбинированному действию хрома и бора.
Пример 67. Согласно примеру 61 был расплавлен сплав 39 следующего состава, ат. :
Т! 48,5
5 Cr 2
Мп
B 0,5
А! 48
Исследование показало твердость по
10 Виккерсу при комнатной температуре 345 ед, (фиг.4), При комнатной температуре был измерен предел текучести Oo,г порядка 569
МПа (фиг,8).
Влияние W и В на механические свойст15 ва еще раз представлено на фиг.11. Для других добавляемых в сплав элементов случались кривые аналогичной формы. В большинстве случаев твердость при 3-4 эт. . добавляемого в сплав элемента проходит
20 через максимум, Существенно более, высокие добавки чем 4 ат., представляются по этой причине мало целесообразными. Это, строго говоря, относится к отдельным элементам.
25 Пример ы 68 — 77. Согласно поимеру
61 следующие сплавы были расплавлены в атмосфере аргона, ат. : !
1) Ti 48,5
Nb 3
30 В 0,5
Al 48
2) Tl 465
W 3
Сг 2
35 В 05
А! 48
3) Tl 46
W 1
Сг 2
40 Nb 2
В 1
Al 48
4) Tl 46.5
W 2
45 Мп 1
Nb 2
В 0,5
Al 48
5) Tl 46
50 W 1
Cr 1
Мп 2
Nb 1
В 1
55 Ai 48
6) Т2 47
W 3
Мп 3
В 1
1839683
Al 46
7) Ti 47
W 4
Nb
Al 47,5
В 0,5
8} Т! 46,5
Cr 2
Nb 1
8 0,5
Al 50
9) Ti 46,2
Э! 1
Cr 1
Мп 07
B 0,1
Al 51 l0} Ti 46
Сг 0,7
Мп 06
Nb 05
В 0,2
Al 52
В остальном поступали так же, как описано в примере 61, Действие элементов в примерах 61 — 77, Благодаря добавлению в сплав элементов W, Cr, Мп и Nb по отдельности или в сочетании с Tl/Al — основным сплавом во всех случаях достигается повышение твердости и прочности. При этом действие комбинаций (например, Мп + !чь) является наиболее сильным. Обычно повышение твердости связано с более или менее сильными потерями растяжимости, которые однако частично могут быть снова возмещены
, в результате добавления в сплав других элементов, способствующих повышению вязкости, Добавление менее чем 0,5 ат.7ь одного элемента в большинстве случаев едва ли эффективно, При 3-4 ат. обнаруживается явление некоторого насыщения, так что другие добавки представляются бессмысленными, или свойства материала обычно снова ухудшаются.
Формула изобретения
ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ СПЛАВ
HA ОСНОВЕ Т!А! для деталей машин, отличающийся тем, что он дополнительно содержит В, Ge или Si и элементы из группы:
Со, Сг, Hf,Мп,Mo,Nb, Pd,Zr,Та,Ч,W,J в следующем соотношении:
TIxElyMezAI - /х + у + z/ где Е! - В, Ge или Sl;
Ме - Со, Сг, Ge. Hf, Mn, Мо, йЬ, Pd, Та, Ч, W, J и/или Ег;
046»х <054
0,001 у» 0,015 для Е! - Ge u Me - Сг, В оказывает обычно действие, сильно способствующее повышению вязкости в сочетании с другими элементами, повышающими прочность (фиг.11). Здесь потеря
5 растяжимости, вызванная добавками в сплав W, можно возместить благодаря добавке лишь 0,5 ат. В. Более высоких добавок чем 1 ат.7, не требуется.
Для дальнейшей оптимизации свойств
10 предлагаются полимерные системы, в которых предпринимается попытка снс!ва возместить отрицательные свойства отдельных добавок в результате одновременного добавления в сплав других элементов, 15 Сфера применения модифицированных алюминидов титана простирается предпочтительным образом на температуры s, пределах между 600 и 1000 С.
Предложенный высокотемпературный
20 сплав для строительных деталей, подверженных высокой механической нагрузке, в термических машинах не ограничивается примерами исполнения и может иметь следующий состав:
25 T4E IyMezAI 1-Ix+y+z), где El = В, Ge или Si u Me = Со, Cr, Ge, Hf, Mn,,Mo, Nb, Pd, Та, Ч, W, Y и/или Zr, 046 «х «054;
0,001 «у = 0,015 или El = Ge u Mo = Cr, 30 Hf, Mn, Mo, Nb, Та, Ч и/или W;
0,001 «у «0.015 для El = Si u Me - Hf, Mn. Mo, Та, Ч и/или W;
О «у «0,01 для Е! = В и Me = Со, Ge, Pd, V и/или Zr;
35 0 «у K 0,02 для Е! = Ge u Me = Со, Ge, Pd, V и/или Zr;
0,0001 «у «0,01 для El - В и Me - Сг, Мп, Nh и/или W;
0,01 «z «0.04, если Me — отдельный
4О элемент;
0,01 «z «0,08, если Ме — это два или больше отдельных элементов;
G,46 «(x+y+ z) «0,54.
45 (56) Ер Al 0363598, кл, С 22 С 14)00, 1989.
Hf, Mn Mo, Nb, Та, Ч и/или М/;
0,001» у = 0,015 для EI Sl u Me - Hf, 50 Мп, Мо, Та, Чили/u W;
О»у» 001для EI-В иMe-Со.бе, Pd, J и/или Ег;
0 у» 0,02 для Е! - Ge u Me - Со. Ge, Pd, J и/или Zr;
55 0,0001» у «» 0,01 для El В и Ме - Cr, Мп, Nb и/или W;
0,01 s z» 0,04, если Ме - один элемент;
0,01 s z» 0,08, если Ve - это два или более элементов, причем 0,46» (х + у
+ 2 0.54.
1839683
Зо
100
0 200 400 600 800 1000 1200 1COO7(С) (МРа) 800
nS 19- Л.
500
400
300
200
100
1400 -
200 400 600 800 1000 1200 д ьг.Ю
1839683
О 200 ЬОО БОО 000 1000 1200 1400 С)
Фиг. <
Ьдь >
О 2ОР 4ОО
6р0 800 1000 1200 . 1400 Т(С) 1839683 соо
1ОО
0 — т — — — т — 4»
О 200 соо 000 воо 1000 1200 1соо T1 C
HY
СОО
200 100
Π— -м
О 200 СОО ЕОО ВОО 1000 1200 1С00 T(Ñ> юг. 4
1839683
k сад соо зо
1ОО
О 200 СОО 800 800 1000 120 фее. 7
$00
500 соо
0 — г — - — -Ф о гоо соо 80О воО 1ОоО 1гОО 1соо
Фиг.8
5ОО соо
ЭО
100 н
С00
0
2 3
Фиг. 1О
500 5
Соо
Зоо г00
1< At,- < o )Ч
34 12 наГ) . 4/5
П),«< "л . I «««<о и о«<::л<ский кг<мби«эт "ГЬт<т«« ". у ч.сород ул C л< арин,< 1<)1 (оставитель Г. Лукина
Р<.доктор M. С.трельникова Техред M.Ìîpãåíòàë! ираж
НПО "Пои<:к" Роспатента
1130 .)5 Москез, Ж 35 Рлуц<ска<т
Коррек тор В, Петра)))
Подписное
