SI2ат.% Fe остаток.
В-добавка находилась между 0,1 ат.% и максимально 4 ат.% в отношении к содержанию Fe.
При небольших В-добавках можно было сначала установить небольшое снижение твердости по Виккерсу, из чего можно говорить уже об определенной дуктилизации. При В-содержании свыше примерно 1,5 ат.% твердость по Виккерсу снова росла, что возможно было связано с выделением твердых боридов.
Фиг.2 показывает графическое изображение влияния В-добавки на относительное удлинение при разрыве д(%) некоторых сплавов на базе интерметаллического соединения алюминида железа РезА при комнатной температуре.
Были исследованы следующие основные сплавы:
Кривая 3: AI 28 ат.% No 1 ат.% Сг 5 ат.% Fe остаток.
В-добавка находилась между 0,1 ат.% и максимально 3 ат.% в отношении к содержанию железа.
Кривая 4: AI 28 ат.% Nb 1 ат.% Сг 5 ат.% SI 2 ат.% Fe остаток.
В-добавка находилась между 0,1 ат. % и максимально 4 ат.% в соотношении к содержанию железа.
В зависимости от В-добавки можно было сначала наблюдать повышение относительного удлинения при разрыве, при этом при примерно 2 ат.% наступал максимум. При дальнейшем повышении В-добавки относительное удлинение при разрыве снова уменьшалось вследствие появления хрупкости (выпадания боридов).
Фиг.З показывает графическое изображение влияния Si-добавки на твердость по Виккерсу HV (кг/мм2) некоторых сплавов на базе интерметаллического соединения алюминида железа РезА при комнатной температуре.
Были исследованы следующие основные сплавы:
Кривая 5: AI 28 ат.% Nb 1 ат.% Сг 5 ат.% Fe остаток.
Si-добавка находилась между 0,5 и максимально 2 ат.% в отношении к содержанию Fe.
AI Nb Сг В Fe
28 ат.% 1 ат.% 5 ат.% 0,1 ат.% остаток.
Sl-добэвка находилась между 0,5 и максимально 2 ат.% в отношении к содержанию Fe.
Кривая 1: AI 28 эт.% Nb 1 ат.% Сг 5 ат.% В 1 ат. % Fe остаток.
Si-добавка находилась между 0,5 и мак- симально 2 ат.% в отношении к содержанию Fe,
Si-добавка осуществляла повышение твердости по Виккерсу во всех сплавах.
При этом можно было наблюдать, что обусловленная примерно 1 ат.% В-добавки потеря твердости при Si-добавке могла быть больше. Фиг.4 является графическим изображением влияния Nb-добавки на твердость по Виккерсу HV (кг/мм2) некоторых сплавов на базе интерметаллического соединения алюминида железа РезА при комнатной температуре..
Были использованы следующие оснсе- ные сплавы:
Кривая 8: А 28 ат.% Сг 5 ат.% Fe остаток.
Nb-добавка находилась между 0,5 ат % и максимально 2 ат.% в отношении к содержанию Fe.
Кривая 9: AI 28 ат.% Сг 5 ат.% Si 2 ат.% Fe остаток.
Nb-добавка находилась между 0,6 ат.% и максимально 2 ат.% в отношении к содержанию Fe.
До содержания Nb примерно 1 ат.% твердость по Виккерсу в небольшой мере уменьшилась, чтобы при примерно 1 ат.% снова достигнуть или превысить первоначальное значение Nb свободного сплава.
Фиг.5 показывает графическое изобра- жение влияния Nb-добавки на относительное удлинение при разрыве (%) некоторых сплавов на базе интерметаллического соединения алюминида железа РезА при комнатной температуре.
Были исследованы следующие основные сплавы:
Кривая 10:А128 ат.% Сг 5 ат.% Fe остаток
Nb-добавка находилась между 0,5 ат.% и максимально 2 ат.% в отношении к содержанию Fe.
Кривая 11:А 28 ат.% Сг 5 ат.% Si 2 ат.% Fe остаток.
Nb-добавка находилась между 0,5 ат.% и максимальной ат,% в отношении к содержанию Fe.
Относительное удлинение при разрыве сплава по кривой 10 проходило при примерно 1 ат.% Nb ясно выраженный максимум, чтобы при более высоких значениях Nb-co- держэния снова уменьшится. Это отношение нельзя было наблюдать при Si-содержащих сплавах по кривой 11. Кроме того, значения относительного удлинения при разрыве оставались значительно ниже, чем у сплавов в соответствии с кривой 10.
Фиг.6 является графическим изображением предела текучести 5о.2 (МРА) в функции температуры Т°/С для группы сплавов иа базе мнтерметаллического соединения злюминида железа РезА. В качестве сравнения дан предел текучести чистого алюми- нмда железа FeaAl с 25 ат.% AI. Таким образом можно увидеть влияние других элементов сплавов.
Кривая 12: 25 ат.% AI, остаток Fe
Кривая 13:28ат.% At, 1 ат.% МЬ,5ат,% Сг, 1 ат.% В, остаток Fe.
Кривая 14:28 ат.% AI, 1 ат.% Nb, 5ат.% Сг, 1 ат.% В, 2 ат.% Si, остаток Fe.
Кривая 15:28ат.% AI, 1 ат.% (1Ь,2ат.% Сг, остаток Fe.
Кривая 1.6:28 ат.% AI, 2 ат.% Nb, 4 ат.% Сг, остзток
Кривая17:28ат,%А1,2ат.%МЬ,4ат.%Сг, 0,2 ат.% В, 2 ат.% Si, остаток Fe.
Все кривые показывакуг похожее поведение веществ. До температуры примерно 400°С предел текучести сначала уменьшается сильнее, затем несколько менее сильно примерно на 50% значения при комнатной температуре, Здесь проходит предел текучести свой минимум и растет до температуры примерно 550°С снова относительно круто до примерно 5% значения при комнатной температуре. Этот максимум типичен для поведения интерметаллических соединений типа FeaAI. После этого максимума предел текучести падает до низких значений. Наивысшие значения твердости наблюдались при сплавах с Nb и Сг.
Пример 1. В дуговой, печи под аргоном в качестве защитного газа плавился сплав следующего состава, ат.%:
AI28
Nb1
Сг5
Feостаток.
В качестве исходных материалов служили отдельные элементы со степенью чисто- ты 99,99%. Расплав отливался в заготовку для литья диаметром примерно 60 мм и аы- сотой примерно 80 мм. Заготовка снова расплавлялась и тоже под защитным газом затвердевала в форме стержней с 0 диаметром примерно 8 мм и длиной примерно 80 мм.
Стержни без дополнительной термообработки подготавливались для пробы давлением в ускоренном испытании. Полученные 5 механические свойства измерялись в функции температуры,
Дальнейшее улучшение механических свойств при помощи подходящей термообработки лежит в области возможного. Кроме 0 того, есть возможность улучшения при помощи направленной кристаллизации, для- чего сплав особенно подходит.
Пример 2. Аналогично примеру 1 следующий сплав плавился под аргоном, 5 ат.%:
Nb1
Сг 5
В0,1 0 Si 2
Feостаток.
Расплав аналогично примеру 1 разливался, под аргоном снова расплавлялся и вынуждался к твердению в форме стержней. 5 Размеры стержней соответствовали примеру 1. Стержни без дальнейшей термообработки обрабатывались для пробы давлением. Полученные таким образом механические свойства соответствовали при- 0 мерно значениям в примере 1. Эти значения могут быть улучшены при помощи термообработки,
Пример 3. Точно такие, как в примере 1 в атмосфере аргона расплавлялся следу- 5 ющий сплав, ат.%:
AI 28
Nb1
Сг5
В1 0 Si 2
Feостаток.
Расплав разливали аналогично примеру 1, под аргоном снова расплавляли и разливали в призмы квадратным сечением (8 х 8 х 100 5 мм). Из этих призм делались образцы для испытания давлением, на удар и определение твердости. Механические свойства соответствовали примерно значениям в предыдущих примерах. Термообработка давала улучшение этих значений.
Пример 4. Под аргоном расплавлялся ледующий сплав, ат.%:
AI ч 28
Nb1
Сг5
Feостаток. оступали так же, как в примере 1.
Пример 5. Под аргоном расплавлялся ледующий расплав, ат.%:
AI28
Nb0,5
Сгб
В0,5
Si1,5
Feостаток.
Пример 6, Образ действия аналогиен примеру 1. Под аргоном расплавлялся ледующий сплав, ат.%:
AI28
Nb1,5
Сг3
В0,7
SI1
Fe остаток.
Образ действий аналогичен примеру 1.
Пример 7. Расплавлялся следующий асплав, ат.%:
AI28
Nb2
Сг 1
В1
Si0,5
Feостаток.
Образ действий аналогичен примеру 1.
Пример 8. В аргоновой атмосфере в ндукционной печи расплавлялся следуюий сплав, ат.%:
At24
Nb , 1
Сг10
В0,5
Si2
Feостаток.
Образ действий аналогичен примеру 1.
Пример 9. Под аргоном плавился ледующий сплав, ат.%:
AI28
Nb0.8
Сг5
В0,8
Si1
Feостаток.
Образ действий аналогичен примеру 1.
Действие элементов.
Вследствие легирования элементов Сг стойкость к окислению дальше повышалась. Влияние на механические свойства (твердость, пластичность, текучесть, термостой- кость) является различным в зависимости от того, какие еще есть компоненты сплава и от вида кристаллизации в детали. Вместе с Nb при определенном содержании других дополнительных элементов Сг оказывает
благоприятное действие. Добавление Сг больше чем 10 ат.%, ухудшает механические свойства. Элемент повышает в определенных областях твердость и жесткость. Ковкость (относительное удлинение при
разрыве) имеет для определенных сплавов максимум при 1 ат.% Nb.
Легированием В пытались повысить пластичность. Но его влияние проявляется только в присутствии определенных других
элементов. При небольших содержаниях В жесткость легко уменьшается, чтобы при содержании выше 2 ат.% снова повыситься. При очень высоких содержаниях В это приводит к образованию твердых боридсв. Относительное удлинение при разрыве проходит при 2 ат.% В характерный максимум. Поэтому содержание В свыше 2 ат.% не имеет особого смысла. В большинстве можно удовлетворить максимум 1 ат.% Si.
улучшает литейные свойства и воздействует благоприятно на устойчивость к окислению. Практически во всех сплавах он повышает жесткость и компенсирует таким образом уменьшение твердости, вызванное В-добавкой.
Изобретение не ограничивается примерами исполнения.
В общем имеется устойчивый к окислению и коррозии сплав для строительных деталей для средней области температуры на базе алюминида железа РезА следующего состава, ат.%:
AI24-28 Nb 0,1-2
Сг 0,1-10 В 0,1-1 SI 0.1-2 Fe остаток. (56) H.Thonye, Effects of ООз transitions on
the yillol tehavlour of Fe-AI Alloys, Metals and ceramics division. Oak Ride National Laboratory, Tennessee 37831, Wat. Res. Soc. Symp, proc. Rcl. 39, 1985, Materials Research Society.
111839684 12
Формула изобретенияВ 0,2
1. КОРРОЗИОННО-СТОЙКИЙ КОНСТ-Si 2
РУКЦИОННЫЙ СПЛАВ ДЛЯ ДЕТАЛЕЙFe Остальное
ТЕРМИЧЕСКИХ МАШИН, содержащий же-6. Сплав по п.1, отличающийся тем, что
пезо и алюминий, отличающийся тем, что5 имеет следующий состав:
он дополнительно содержит ниобий, хром,AI 26
бор, кремний при следующем соотноше-No 0,5
ним компонентов, ат.%:Сг 6
Алюминий 24-281П В . 0,5
Ниобий 0,1 -5,01U SI 1,5
Хром 0,1 -10,0Fe Остальное
Бор 0,1-1,07. Сплав по п.1, отличающийся тем, что
Кремний 0,1-2,0имеет следующий состав:
Железо Остальное-jg AI 26
2. Сплав по п.1, отличающийся тем, чтоNb 1,5
имеет следующий состаа:Сг 3
AI 28в . 0,7
Nb 1Si - 1
Сг 520 Fe Остальное
В 0,18. Сплав по п.1, отличающийся тем, что
5( 2имеет следующий состав:
Fe ОстальноеAI 2
3. Сплав по п.1, отличающийся тем, чтоNb 2
имеет следующий состав:25 сг 1
AI28в 1
NbISF 0,5
Сг5Fe Остальное
В0,1 on9. Сплав по п.1, отличающийся тем, что
5i2имеет следующий состав:
FeОстальноеAI 24
4. Сплав по п.1, отличающийся тем, чтоNb 1
имеет следующий состав:Сг 10
AI28 35в 0,5
Nb1Sl 2
Сг . Остальное
g110. Сплав по п.1, отличающийся тем,
SI2что имеет следующий состав:
FeОстальное 40 AI 24
5. Сплав по п.1, отличающийся тем, чтоNb 0,8
имеет следующий состав:Сг 5
AI28 В ° 8
Nb2 45 г л
г4е Остальное
З гпф
8V.-4V 7
t s o i o
ч ч
s
8е/. 7
eг
M
h 7
( /.)
U
оог
н оое
Г 007
(гшш/б 1)
лн
W96C8-1
HV (kg/mm2)
300 200 100 HV (kg/mm2) 500 -400 .
300
0,5
1,5
2 Al-V.Nb
Фиг.4
