ьа Ј
4uV
Ш
d
Предложен высокотемпературный сплав для деталей машин на базе интерметаллических соединений, которые пригодны для направленного затвердевания 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 TIAI..
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 ссуперснлавами, составляющими лишь примерно 1 /2 величины для суперсплавов на базе Ni. 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 мнтерметалличе- ские соединения в качестве конструкционных материалов, например никелевые алюминм- ды, силициды и алюминиды титана,
Уже предпринимались попытки улучшить свойства чистого посредством лег- ких изменений Ti/AI - атомных соотношений, а также в результате добавления к сплавам других элементов. Были предложены, например, альтернативно Сг, В, V, Si, Та, а также NI + Si и Ni + S + В, далее Мп, W, Mo, Mb, 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 высо- кунг 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.
Из патента США US-A-3203794 известен THAI - высокотемпературный сплав с содержанием 37 вес,% AS, Zr, остаток Ti. Сравнительно небольшая добавка Zr обуславливает то, что этот сплав имеет свойства, сопоставимые с TIAI.
Из Европейского патента EP-AI- 0365598 известен высокотемпературный
сплав на базе TIAI с добавками SI и No, в противоположность этому в EP-AI-0405134 предлагается высокотемпературный сплав на основе TIAI с добавками SI и 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 (ковкости). Поэтому существует потребность в усовершенствовании и улучшении подобных материалов,
В основе данного изобретения лежит задача - получение легкого сплава с достаточным сопротивлением против коррозии и окисления при температурах и одновременно высокой термостойкостью, а также доста- точной вязкостью в температурном диапазоне 500-1000°С, который хорошо пригоден для направленного затвердевания и который состоит в основном из тугоплавкого интермеУаллического соединения.
Данное изобретение описывается на основе нижеследующих примеров исполнения, поясняемых более подробно на графиках.
На фиг. 1-4 показаны графические изображения твердости по Виккерсу HV в зависимости от температуры сплавов 3-9,14-20,
21-27 и 33-38 на базе интерметаллического соединения титанового алюминида, а также сравнительных сплавов 1 и 2; на фиг. 5-8 - графические изображения предела текучести оь,2 в зависимости от температуры сплаВОЕ 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 НУиотносительноеудлинение при разрыве
5 при комнатной температуре сплавов 11- 13, 28-32, 40 и 41 на базе интерметаллического соединения алюминида титана.
На фиг.1 представлено графическое изображение твёрдости по Виккерсу HV в
зависимости от температуры (°С) сплавов 3-9 на базе интерметаллического соеди е- ния алюминида титана. Для того, чтобы можно было представить себе влияние элементов сплава, на графиках показаны Твердости по Виккерсу для чистых алюминидов титана 1 и 2 с 50 ат.% AI и с 48 ат.% AI. Сплавы имеют следующий состав: сплав 1: 50 ат.% Ti, остаток сплав 2: 52 ат.% Ti, остаток Ai;
сплав 3: 48,5ат.% TI, 3 ат.% W, 0,6ат.% Ge,
49ат.% AI;
сплав 4: 50,5 ат.% Ti, 3 ат.% W, 0,5 ат.% Ge,
46 ат.% AI;
сплав 5: 48,5 ат.% Ti, 3 ат.% W, 0,5 ат.% Si,
48 ат.% AI;
сплав 6: 47,5 ат.% AI;
сплав 7: 48,5 ат.% Т,3ат.% Сг. 0,5 ат.% Ge,
48 ат.% AI;
сплав 8: 48,5 ат.% TI, 3 ат.% Та, 0,5 ат.% Ge,
48,Оат;%А1;
сплав 9: 48,5 ат.% AI, 48,5 ат.% Ti, Зат,% Та,
0,5 ат.% Si.
Все кривые показывают аналогичный характерный ход. Вплоть до температуры примерно 500°С необходимо считаться со спадом в среднем 10%. При 700°С твердость HV составляет около 80%, при 850°С - приблизительно 70% величины при комнатной температуре.
На фиг.2 показано графическое изображение твердости по Виккерсу HV (кг/мм2) в зависимости от температуры (°С) сплавов 14-20 на базе интерметаллического соединения алюминида титана, а также сравнительных сплавов 1 и 2. Сплавы имеют состав:
сплав 1: 50 ат.% Ti, остаток сплав 2: 52 ат.% Ti, остаток Ai; сплав 14: 50 ат.% Ti, 2 ат.% I; 48 ат.% Ai; сплав 15: 49 ат.% Ti, 3 ат.% W, 48 ат.% Ai; сплав 16: 49 ат.% Ti, 3 ат.% Ge, 48 ат.% AI; сплав 17: 49 ат.% Т, 3 ат.% Pd, 48 ат.% Ai; сплав 18: 50 ат.% TI, 2 ат.% Со, 49 ат.% сплав 19: 51 ат.% Ti, 1 ат.% Zr, 48 ат.% сплав 20: 49 ат.% Ti, 3 ат.% Zr, 49 ат.% Ai.
Кривые показывают аналогичный характерный ход. Вплоть до температуры око- . ло 500°С необходимо считаться со спадом в среднем 10%. При 700°С твердость HV составляет примерно 80%, при 850°С - около 70% величины при комнатной температуре.
Фиг.З относится к графическому изображению твердости по Виккерсу HV в зависимости от температуры сплавов 21-27 на базе интерметаллического соединения алюминида титана, а также сравнительных сплавов 1 и 2. Сплавы имеют состав: сплав 21: 48 ат.% Ti, 3 ат.% V, 0,5 ат.% В, 48 ат.% AI;
сплав 22: 47 ат.% Ti, 3 ат.% Zr, 2 ат.% Ge, 48 ат.% AI;
сплав 23: 48,5 ат.% Ti, 3 ат.% V. 0,5 ат.% Ge, 48 ат.% AI;
сплав 24: 50,5 ат.%Т1, 1 ат.% Zr, 0,6 ат.% Ge, 48ат.% AI;
сплав 25:48,8 ат.% Ti, 3 ат.% Zr, 0.5ат.% Ge, 48 ат.% AI;
сплав 26: 48,5 ат,% Ti. 3 ат.% Pd, 0,5 ат.% Ge, 48ат,% AI;
сплав 27: 48,5 ат.% Ti, 3 ат.% Со. 0,5 ат.% Ge, 48 ат.% Ai.
Действительно сказанное, приводимое для фиг.2,
5На фиг.4 представлено графическое изображение твердости по Виккерсу HV (кг/мм ) в зависимости от температуры (°С) сплавов 33-39 на базе интерметаллического соединения алюминида титана и контроль0 ных (сравнительных) сплавов 1 и 2. Сплавы имеют состав:
сплав 1: 50 ат.% TI, остаток AI; сплав 2: 52 ат.% TI. остаток AI; сплав 33: 50,5 ат.% TI, 1 ат.% W. 0.5 ат.% В,
5 48 ат.% AI;
сплав 34: 48.5 ат.% Ti, 3 ат.% W, 0,5 ат.% В, 48 ат.% AI;
сплав 35: 48 ат.% TI. 3 ат.% W, 1 ат.% В, 48 ат.% AI;
0 сплав 36: 49,5 ат.% Т,2ат.% Мп, 0,5 ат.% В, 48ат.%А1;
сплав 37: 48.5 ат.% Ti, 3 ат.% Сг. 0,5 ат.% В. 48 ат.% сплав 38: 47.5 ат.% Т|,2 ат.% Мп, 2 ат.% Mb.
5 0,5 ат.% В, 48 ат.% AI;
сплав 39: 48,5 ат.% Ti, 2 ат.% Сг, 1 ат.% Мп, 0.5 ат.% В, 48 ат.% A.v
Кривые показывают аналогичные характерные ходы. Вплоть до температуры около
0 500°С необходимо считаться со спадом в среднем 10%. При 700°С твердость HV составляет еще около 80%. при 850°С - еще около 70% значения при комнатной температуре.
5На фиг.5 представлено графическое изображение предела текучести Оо,2 (МПа) в зависимости от температуры (°С) сплавов 1-9. Все кривые показывают аналогичную характеристику материала. Вплоть до температу0 ры около 90°С предел текучести сначала уменьшается сильнее, затем менее сильно до примерно 80% величины комнатной температуре. Начиная с 1000°С (выше изгиба кривой) осуществляется крутой спад до низ5 ких значений.
На фиг.6 представлено графическое изображение предела текучести oti.2 (МПа) в зависимости от температуры (°С) сплавов 0 14-20 и контрольных сравнительных сплавов 1 и 2.
Все кривые показывают аналогичную характеристику материала. Вплоть до температуры около 900°С предел текучести сна- 5 чала уменьшается сильнее, затем менее сильно до 80% величины, имеющейся при комнатной температуре. Начиная с 1000°С (свыше изгиба кривой) осуществляется затем крутой спад до низких значений.
Фиг,7 относится к графическому изображению предела текучести о&,2 в зависимости от температуры сплавов 21-27 и от контрольных сплавов 1 и 2. Имеет место сказанное, приводимое для фиг.З.
На фиг,8 представлено графическое изображение предела текучести оь,2 (МПа) в зависимости от температуры (°С) 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 80% величины при комнатной температуре, начиная с 1000°С (выше изгиба кривой) осуществляется затем крутой спад до низких значений.
Фиг.9-11 относятся к графическим изображениям влияния металлических добавок
(Me, W) на механические свойства сплавов на базе интерметаллического соединения алюминида титана при комнатной температуре. В сплавах 11, 12, 13, 28, 29, 30, 40 и 41 представлено влияние содержания вольфрама или иттрия на твердость по Виккерсу HV (кг/мм2), а в сплавах 11, 12, 13, 31,32 и 40 - влияние содержания вольфрама или иттрия на относительное удлинение при разрыве д (%) при комнатной температуре.
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 бр- лее отдельных элементов, причем 0,46 s (х+ун- 0.54 г
Спяав 11 служит как базис, Состав сплавов следующий, ат. %:
С увеличением содержания металла Me Me « W, Y, Zr) можно установить значительное повышение твердости при сравнительно небольшом уменьшении относительного удлинения при разрыве. Особенно бросает- 20 ся в глаза вяжущее действие дотЗавки бора.
Пример 1. В электродуговой печи в атмосфере аргона как защитного газа расплавляли сплав следующего состава, ат.%:
TI51 25
Si0,2
W4
Ai44,8
В качестве исходных материалов служили отдельные элементы со степенью чисто- 30 ты 99,99%. Расплав сливали в чугунную (питую) заготовку с диаметром около 50 мм м 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 нелосредет-
вен но 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 за- твр.пдевания. для чего сплав особенно пригоден.
Пример 2. Аналогично примеру 1 следующий сплав был расплавлен в атмосфере аргона, ат,%
Т..51
SI0,5
Мо3,5
А145
Этот расплав сливали аналогично примеру 1, в атмосфере снова подвергали затвердеванию в виде стержней. Размеры таких стержней соответствовали примеру 1. Стержни перерабатывали без последующей термообработки непосредственно до гидравлических испытаний. Достигнутые таким образом величины механических свойств е
зависимости от температуры испытания со-Hf1,5
ответствовали приблизительно механиче-AI49,
ским свойствам, указанным в примере 1.9)TI51,
Эти величины можно улучшить посредствомGe0,2
термообработки.5 W3
Пример 3. Точно так же, как вAI44,
примере 1, следующий сплав расплавляли в10) V3
атмосфере аргона, ат,%:TI50
TI 50Ge0,8
SI 0,810 Mn2,4
Mo 3Cr1,6
AI 46,2AI45,
Расплав сливали аналогично примеру 1,11)TI47
снова расплавляли в атмосфере аргона иGe1,3
снова отливали до получения призм с квад-15 Nb2,5
ратным перечнем сечением (7мм х 7мм х 80Hf0,5
мм). Из этих призм былилзготовлены образ-А 48,
цы для гидравлических испытаний, образцы12) TI47
для определения твердости и образцы дляSI0,3
испытания на удар. Механические свойства20 W1,5
соответствовали приблизительно мехзниче-Сг1
ским свойствам, указанным в приведенныхMb1
примерах, термообработки выявили даль-А 49,2
нейшее улучшение этих величин.13) TI51
П ри м е р ы 4-21. В атмосфере аргона25 SI0,7
были расплавлены следующие сплавы,Мо0,7
ат.%:- Мп3
1)Т1 50V0,3
Ge 1,4AI44,3
Mn 1,530 14) TI51
AI 47SI0,7
2)TI .48Mo0,7
Ge 1Mn3
Mn 2V0,3
AI 4935 AI44,3
3)TI 5115) TI50
Ge 0,6Si1
Та 3V1
AI , 45,4Nb1
4)TI 4640 Mn1
Ge 0,1AI45
Hf 416)TI49
AI 49Si1,2
5)TI 51Та1,5
SI 1,545 W1.4
W 2Hf1
Mn 1,5AI45.9
AI 4417)Ti49
6)T 50Ge1.5
SI 150 W2,5
V 1,5Mo0.5
Cr 2,5Cr1
AI 45AI45.5
7)TI 4818) TI51.5
Та 355 Ge1
Nb 1V1.5
AI 47,5Та0,5
8)TI 46Hf1.5
SI . 0,1AI44
Mo 2,519) Ti.46
0,5
3
0,5
0,5
49,6
В остальном поступают так же, как и в примере .
Пример 22. Точно так же, как и в примере 1. сплав 3 расплавляли в атмосфере аргона, ат.%:
TI48,5
Ge0,5
W3
Al48
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 оь,2 при комнатной температуре составлял 58.3 МПа. Кривая над температурой Т указана на фиг.5. Как контрольная величина нанесен сплав 1 (чистый TiAl). 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.%:
Т150,5
Ge0,5
W3
Предел текучести оь,2 при комнатной температуре составлял 553 МПа. Кривая нйд 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,%:
Ti48,5
SI0.5
W3
Al48
Предел текучести Ой.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- и Si-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 элемен- тов, ат.%:
,5 . SI 0,5 W 4 А) 48
Предел текучести оь,2 при комнатной температуре составлял 572 МПа (фиг.5). Твердость по Виккерсу HV достигала при комкз-тной температуре 347 ед. (фиг.1).
Пример 26. Поступали точно так же, как в примере 32. Расплавленный сплав 7 имел следующий состав, ат.%: Ti48,5 Ge 0,5 Та 3 Al 48
Предел текучести 0ь,2 при комнатной температуре составлял 550 МПа (фиг.5). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составляла в среднем 333 ед. (фиг.1), Пример 27. Согласно примеру 22 из чистых элементов был расплавлен следующий сплав, ат.%: Ti 48,5 Ge 0,5 Та 3
Al48
Предел текучести Оо,2 при комнатной температуре достигал 490 МПа (фиг.5). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составляла в среднем 300 ед. (фиг,1).
Пример 28. Согласно примеру 22 сплав 9 был расплавлен из чистых элементу, ат.%:
Ti48,5 SI 0,5 Та 3 Al 48
Предел прочности 0о,2 при комнатной тем- пературе достиг 461 ед. (фиг.5). Твердость по Виккерсу Н V при комнатной температуре достигала 279 ед. (фиг.1).
Пример 29, В печи согласно примеру 22 был расплавлен сплав следующего соста- ва, ат.%:
Ti48,5 SI 0,5 V 3 Al 48
Предел текучести оь.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 находилась при 296 ед. Она имела над температурой ход кривой, аналогичной сплаву 8.
Пример 30. Аналогично примеру 22 следующий сплав был расплавлен из элементов, ат.%:
TI47,5
Ge0,5
Nb2
Al48
При комнатной температуре предел текучести Оо,2 составил около 478 МПа. Ход кривой над температурой находится примерно в середине между соответствующими кривыми сплавов 8 и 9. Твердость по Вик- керсу 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.%:
Ti48,5
Ge 0,5
Nb3
Al48
При комнатной температуре предел текучести оь,2 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. Из чистых элементов в печи в атмосфере защитного газа был расплавлен сплав следующего состава, ат.%:
Ti49,5
Si0,5
Mn2
Al48
Предел текучести оь.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.%:
Ti44.5
Ge0,5
W3
Al32
Предел текучести Оо,2 при комнатной температуре показал среднюю величину 522 МПа. Его температурная криыая находится почти ниже температурной кривой сплава 9. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре показала величину 272 ед. Температурная кривая находится чуть ниже температурной кривой сплава 9.
Пример 34. Согласно примеру 22 следующий сплав был расплавлен в атмосфере защитного газа, ат.%:
Ti44,5
Ge0.5
W3
Al52
Предел текучести оь.2 при комнатной температуре показал среднюю величину 522 МПа. Его температурная кривая находится чуть ниже температурной кривой сплава 3. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре оказалась равной 31бед. Соответствующая кривая над температурой Т находится чуть ниже кривой сплава 3.
- Пример 35, В электродуговой атмосфере аргона как защитного газа расплавляли расплав следующего состава, ат.%:
Ti 47
V3,5
Al49,5
В качестве исходных материалов служили отдельные элементы со степенью чистоты 99,99%. Расплав сливали в литую (чугунную) заготовку с диаметром около 60 MN) и высотой примерной 80 мм. Литую заготовку снова расплавляли в атмосфере защитного 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 термообработки перерабатывались непосредственно до гидравлических испытаний для кратковременных опытов. Достигнутые при эгом механические свойства измерялись в зависимости от температуры испытания.
Дальнейшее улучшение механических свойств посредством соответствующей термообработки находится в пределах возможного. Кроме того, существует возможность для улучшения посредством направленного затвердевания, для чего особенно пригоден такой сплав.
Пример 36. Аналогично примеру 35 следующий сплав расплавляли в атмосфере аргона, ат.%:
Ti52
Co1
Al47
Расплав сливали аналогично примеру 35, в атмосфере аргона снова расплавляли и заставляли затвердевать в вид палочек. Размеры палочек соответствовали примеру
Пример 37. Точно так же, как в примере 35, следующий сплав расплавляли в атмосфере аргона, ат.%:
Т150
Zr2,5
Al47,5
Расплав сливали аналогично примеру
Примеры 38-47. В атмосфере аргона были расплавлены следующие сплавы, ат.%:
1)Т146 Ge 2 Al 52
2)TI48 Pd 0,5 Al 51,5
3) Zr 4 В 1,5 Al 46,5 4) TI 47 V 3 В 1 Al 49 5) Tf 48 Co 3 В 1 Al 48 6) TI 50 Pd 0,2 В 0;8
0
5
Al
7)TI V Ge Al
8)TI
Co
Ge
Al
9}TI
Zr
Ge
Al
10) TI
Pd
Ge
Al
49
47,5
1,5
0,5
50,5
50
2
2
46
47
1
1,5
50,5
52
0,3
0,5
47,2
Были изготовлены пробы для определения твердости, растяжимости и предела текучести.
Пример 48. В небольшой печи; находящейся в атмосфере аргона, из чистых элементов был расплавлен сплав 14, ат.%: Ti50
V2
Al48
После переплавки литой заготовки были отлиты небольшие пробы для определения твердости и предела текучести, а также растяжимости. Палочки имели диаметр 6 мм и длину 60 мм. Предел текучести Оо,2 при комнатной температуре составлял 582 МПа, Ход кривой над температурой Т указан на фиг.б согласно кривой сплава 14. Как контрольная
величина зафиксирована температурная кривая сплава 1 {чистый TiAl). Твердость по Вмккерсу HV при комнатной температуре составляла в среднем 352 ед. Ход кривой над температурой Т нанесен на фиг.2. Как
контрольная величина снова указывается сплав 1 (чистый TIAI).
Пример 49. В соответствии с примером 48 из чистых элементов был расплавлен сплав 15, ат.%:
49
V3
AI48
Предел текучести оь,2 при комнатной температуре составлял 650 МПа (фиг.б). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составляла в среднем 394 ед. (фиг.2). Действие V-добавки, способствующее повышению твердости, по сравнению с чистым TIAI значительно и составляет примерно 100%.
Пример 50. Согласно примеру 47 из чистых элементов был расплавлен сплав 16, ат.%:
Tl49
Ge3
Al48
Предел текучести Оо.г при комнатной температуре составлял 482 МПа (фиг.6). Твер- дость по Виккерсу HV при комнатной температуре достигала величины 292 ед. (фиг.2).
Пример. 51.В соответствии с примером 48 сплав 17 был расплавлен из чистых элементов, ат.%:
И49
Pd3
Al48
Предел текучести Оо,2 при комнатной температуре составил 512 МПа (фиг.6). Твер- дость 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.%:
TI50
Со2
AI48
Предел текучести Оо.2 при комнатной температуре составлял 426 МПа (фиг.6). Твердость по Викчерсу HV при комнатной температуре составляла в среднем 258 ед. (фиг.2).
Пример 53. Согласно примеру 48 из чистых элементе : был расплавлен следую- щий сплав 20, ат.%:
Tt49
Zr3
Al48
Предел текучести, сто.2 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%.
Пример 54. Согласно примеру 48 был расплавлен сплав 21 следующего состава из чистых элементов, ат. %:
TI48
В0,5
У3
AI48
Был достигнут предел текучести ои при комнатной температуре 645 МПа (фиг.7). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре имела величину 390 ед. (фиг.З).
Пример 55. В печи согласно примеру 48 был расплавлен сплав 22 со следующим составом, ат.%:
TI47
Ge2
Zr3
Al48
Предел текучести оо,2 при комнатной температуре составил 513 МПа(фиг.Т). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре находилась при 311 ед. (фиг.З).
Пример 56, Аналогично примеру 47 был расплавлен сплав 23 из элементов, ат.%:
Ti48,5
Ge0,5
V3
Al48
При комнатной температуре предел текучести составлял около 539 МПа (фиг.7). Твердость по Виккерсу HV находилась при комнатной температуре в пределах 326 ед. (фиг.З).
Пример 57. Согласно примеру 48 из элементов был расплавлен сппав 24 следующего состава, ат.%:
Ti50
Ge0,5
Zr1
Al48
Предел текучести оо.2 при комнатной температуре достигал величины 416 МПа (фиг.7). Твердость по Виккерсу HV при натной температуре соответствовала 252 ед. (фиг.З).
Пример 58. Согласно примеру 48 был расплавлен сплав 25 следующего состава. ат.%:
TI48.5
Ge0,5
Zr3
Al48
При комнатной температуре предел текучести Ой,2 составил 509 МПа (фиг.7). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре достигала 308 ед. (фиг.З).
Пример 59. Из чистых элементов в печи в атмосфере защитного газа был расплавлен сплаз26 следующего состава, йт.%:
Ti48,5
Ge0,5
Pd3
Al48
Предел текучести &,2 при комнатной температуре измеряли с 498 МПз (фиг.7). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре показала величину 302 ед. (фиг.З).
Пример 60, Согласно примеру 48 был расплавлен сплав следующего состава - сплав 27, в атмосфере защитного газа, ат.%:
TI48,5
Ge0,5
Со3
AI48
Предел текучести OQ .I при комнатной температуре показал среднее значение 488 МПа (фиг.7). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре оказалась равной 296 ед. (фиг.З).
Действие элементов в примерах 35-60.
В результате добавления элементов V, Zr, Pd, Ge или Со в основной сплав TI/AI во всех случаях обеспечивается повышение твердости и прочности. При этом такое дей- ствие наблюдается с нисходящей тенденцией: наиболее сильное воздействие оказывает Zr, V, наиболее слабое - Со.
Обычно повышение твердости связано с более или менее сильной потерей растя- жимости, 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 бессмыслен- ными, а свойства материала в общем снова ухудшаются.
В оказывает обычно сильное влияние, способствующее повышению вязкости в комбинации с другими элементами, новы- шающими 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 предстателяются мало целесообразными.
Для дальнейшей оптимизации свойств представляются полимерные системы, в которых делается попытка снова восстановить потерю отрицательных свойств отдельных добавлений в результате одновременного добавления в сплав других элементов.
Сфера применения модифицированных алюминидоа титана простирается благоприятным образом на температуры в пределах между 600 и 1000°С,
Пример 61.В электродуговой печи в атмосфере аргона как защитного газа расплавляли сплав 33 следующего состава, ат.%:
,5
W1
В0,5
,5
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 без 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/мм2) 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.% AI, остаток TI). Предел текучести OQ,Z при комнатной температуре имел величину 440 МПа (фиг.З). Как контрольные величины снова указаны сплав 1 (чистый TIAI), а также сплав 2 (48 ат.% AI и 52 ат.% ТО(фиг.Э).
Пример 62, Аналогично примеру 61 следующий сплав 34 был расплавлен в атмосфере аргона, ат.%:
TI48,5
W3
В0,5
,5 - г
Расплав сливали аналогично примеру 6.1, снова расплавляли в атмосфере аргона и оставляли для затвердевания в виде палочек. Размеры этих палочек соответствовали примеру 61. Палочки без последующей термообработки перерабатывали непосредственно до испытания давлением. Достигнутые гаким 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. Предел прочности оь,2 при комнатной температуре достигал величины 543 МПа. Действие добавки W, способствующее повышению прочности и твердости, видно отчетливо.
Пример 63. Точно так же, как в примере 61, следующий сплав 35 расплавляли в атмосфере аргона, ат.%:
48
3
1
48
Твердость по Виккерсу при комнатной температуре составляла 342 ёд. (фиг,4). Предел текучести оо,2 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 расплавлен сплав 36, ат.%:
TI49,5
Мп2
В0,5
.0
При комнатной температуре твердость по Виккерсу составляла 295 ед. (фиг.4). Предел текучести OQ.I при комнатной температуре имел величину 487 МПа (фиг.8). Действие марганца, способствующего по- вышению твердости, следовательно, при одинаковом содержании бора несколько слабее, чем такое же действие вольфрама.
Пример 65. Согласно примеру 61 расплавляли сплав следующего состава 37, ат.%:
TI48,5
Сг3
В0,5
AI48
Твердость по Виккерсу достигала при комнатной температуре величины 350 ед. (фиг.4). При комнатной температуре предел текучести оо,2 достигал 578 МПа (фиг.8). В результате комбинированной добавки воль- фрама и бора обеспечивается максимальное повышение прочности.
Пример 66. Согласно примеру 61 из чистых элементов был расплавлен сплав 38 следующего состава в атмосфере защитно- то газа, ат.%:
Т 47,5
Мп 2
Nb 2
В 0.5
А} 48
При комнатной температуре твердость по Виккерсу составляла 323 ед. (фиг.4). Предел текучести ао.а при комнатной температуре был равен 533 МПа (фиг.8). Комбинированное действие марганца и бора при одновременном присутствии 2 ат.% ниобия соответствует примерно комбинированному действию хрома и бора.
Пример 67. Согласно примеру 61 был расплавлен сплав 39 следующего состава, ат.%:
TI48,5
Сг2
Мп1
В0,5
Ai48
Исследование показало твердость по Виккерсу при комнатной температуре 345 ед. (фиг.4). При комнатной температуре был измерен предел текучести оь,2 порядка 569 МПа (фиг.8).
Влияние W и В на механические свойства еще раз представлено на фиг. 11. Для других добавляемых в сплав элементов случались кривые аналогичной формы. В большинстве случаев твердость при 3-4 ат.% добавляемого в сплав элемента проходит через максимум, Существенно более высокие добавки чем 4 ат.%, представляются по этой причине мало целесообразными. Это, строго говоря, относится к отдельным элементам.
Примеры 68-77. Согласно примеру 61 следующие сплавы были расплавлены в атмосфере аргона, ат.%:(
1)Т148,5
Nb3
В0,5
AI48
2) Ti46.5
W3
Сг2
В0,5
3) TI46
W1
Сг2
Nb2
В1
At48
4)TI46.5
W2
Мп1
Nb2
В0.5
AI48
5) Ti46
W1
Сг1
Мп2
Nb1
В1
AI48
6) TI47
W3
Мп3
В1
В остальном поступали так же, как описано в примере 61. Действие элементов в примерах 61-77.
Благодаря добавлению в сплав элементов W, Сг, Мп и Mb по отдельности или в сочетании с T1/AI - основным сплавом во всех случаях достигается повышение твер- дости и прочности. При этом действие комбинаций (например. Мп + Nb) является наиболее сильным. Обычно повышение твердости связано с более или менее сильными потерями растяжимости, которые од- нако частично могут быть снова возмещены в результате.добавления в сплав других элементов, способствующих повышению вязкости.
Добавление менее чем 0,5 ат.% 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 НА ОСНОВЕ TIAL для деталей машин, от- личающийся тем, что он дополнительно содержит В, Ge или Si и элементы из группы; Со, Cr, Hf, Mn. Mo, Nb, Pd, Zr, Та, V, W, J в следующем соотношении:
TixElyMezAli - /х + у + z/ где EI - В, Ge или SI;
Me - Со, Cr, Ge, Hf. Mn. Mo, Nb, Pd, Та.
V, W, J и /или Zr; 0,46 x 0,54 . 0,001 у 0,015 для El - Ge и Me - Cr,
0
5
0
5
0 5
0 45
В оказывает обычно действие, сильно способствующее повышению вязкости в сочетании с другими элементами, повышающими прочность (фиг. 11). Здесь потеря растяжимости, вызванная добавками в сплав W, можно возместить благодаря добавке лишь 0,5 ат.% В. Более высоких добавок чем 1 ат.% не требуется.
Для дальнейшей оптимизации свойств предлагаются полимерные системы, в которых предпринимается попытка снова возместить отрицательные свойства отдельных добавок в результате одновременного добавления в сплав других элементов.
Сфера применения модифицированных алюминидов титана простирается предпочтительным образом на температуры в- пределах между 600 и 1000°С;
Предложенный высокотемпературный сплав для строительных деталей, подверженных высокой механической нагрузке, в термических машинах не ограничивается примерами исполнения и может иметь следующий состав:
TtxElyMezAfi-(x-(-y+z),
где EI В, Ge или Si и Me Co, Cr, Ge, Hf, Mn,.Mo, Nb, Pd. Та, V, W, Y и/или Zr,
0,46 x 0,54;
0,001 у 0,015 или Et Ge и Mo Cr, Hf, Mn. Mo. Nb, Та, V и/или W;
0,001 у 0,015 для El SI и Me Hf, Mn, Mo, Та, V и/или W;
Q y 0,01 для El В и Me Co, Ge, Pd, V и/или Zr;
О у - 0.02 для El Ge и Me Co, Ge, Pd, V и/или Zr;
0,0001 y 0,01 для E В и Me Cr, Mn, Nt и/мли W;r
0,01 z S 0.04, если Me - отдельный элемент;
0,01 z 0,08, если Me - это два или больше отдельных элементов;
0,46 (х + у + 2) 0,54.
6) Ер AI 0363598, л. С 22 С 14/00, 1989.
Hf. Mn Mo, Mb, Та, V и/или W;
0,001 у 0,015 для Е - Si и Me - Hf,
Mn, Mo, Та, V или/и W; О у s 0,01 для El - В и Me - Со. Ge, Pd,
J и/или Zr; О s у 0,02 для El - Ge и Me - Со, Ge,
Pd, J и/или Zr,- 0,0001 & у s 0,01 для El - В и Me - Cr.
Mn, Nb и/или W;
0,01 , г 0,04, если Me - один элемент; 0,01 z s 0,08, если Me - это два или
более элементов, причем 0,46 (х + у
+ z) 0.54.
(МРа)
200 00 600 800 ЮОО 1200 НООТТО
Фиг. 5
U (МРа)
700600
ЛЪ Л/f 2.0
Лб /|9 ЛВ
500
400
300
200 J
л г
100J
200400
S
600
8001000 1200 КОО Т1°
Фиг.д
(kg/mm2)
О200 400 600 800 1000 200 UOoTfC)
Фиг. /
Hvfckg/Tm ) . 600
700
100 4
200400 600 800 1000 1200 KOO
linn
KOO
linn Tt°C)
Фиг. 2
(kg/mm )
О200
HV
(kg/mm3)
Ј00
35 33 & IS B€ 3 38
300
200
V 1
1000200 400 600 800 1000 1200 1400 T(°C)
2
гг.
Фи&.З
фиг. 4
Ј, WPa
600-I
200л ъ.
100JOO400 600 800 1000 1200 1400И°О
фиг. 7
Ј. (WPa)
39 33 34-35 36 3 38
600
500
400
300
-i-
200
600
& 2S
21
2-й
- ---i---г-
1200 псе
ТГС)
1839683
5 At.
uv
T
34
-т - - ---.
5 At.-V.M«
Фг/г. /9
(1 дЛптг)
200
100
W № М
