RU1839683C - Высокотемпературный сплав на основе TIAL - Google Patents
Высокотемпературный сплав на основе TIALInfo
- Publication number
- RU1839683C RU1839683C SU914895288A SU4895288A RU1839683C RU 1839683 C RU1839683 C RU 1839683C SU 914895288 A SU914895288 A SU 914895288A SU 4895288 A SU4895288 A SU 4895288A RU 1839683 C RU1839683 C RU 1839683C
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- room temperature
- elements
- temperature
- mpa
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 147
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 147
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 24
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052763 palladium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract 6
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims abstract 5
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims description 17
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 230000000694 effects Effects 0.000 claims description 15
- 238000007792 addition Methods 0.000 claims description 12
- 229910021324 titanium aluminide Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229920000642 polymer Polymers 0.000 claims description 2
- 150000003608 titanium Chemical class 0.000 claims 1
- 230000008646 thermal stress Effects 0.000 abstract 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 27
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 23
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 16
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 15
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 15
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 15
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 13
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 10
- 239000000463 material Substances 0.000 description 10
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 10
- OQPDWFJSZHWILH-UHFFFAOYSA-N [Al].[Al].[Al].[Ti] Chemical compound [Al].[Al].[Al].[Ti] OQPDWFJSZHWILH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 8
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 8
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 7
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 7
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 5
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 5
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 5
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 4
- 229910010038 TiAl Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 description 3
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 3
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 3
- 229910001203 Alloy 20 Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000967 As alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 2
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 2
- 230000002301 combined effect Effects 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 description 2
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000951 Aluminide Inorganic materials 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000846 In alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000979 O alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PCBOWMZAEDDKNH-HOTGVXAUSA-N [4-(trifluoromethoxy)phenyl]methyl (3as,6as)-2-(3-fluoro-4-sulfamoylbenzoyl)-1,3,3a,4,6,6a-hexahydropyrrolo[3,4-c]pyrrole-5-carboxylate Chemical compound C1=C(F)C(S(=O)(=O)N)=CC=C1C(=O)N1C[C@H]2CN(C(=O)OCC=3C=CC(OC(F)(F)F)=CC=3)C[C@@H]2C1 PCBOWMZAEDDKNH-HOTGVXAUSA-N 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000000295 complement effect Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 1
- 229910001234 light alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910000907 nickel aluminide Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021334 nickel silicide Inorganic materials 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000012031 short term test Methods 0.000 description 1
- 210000003462 vein Anatomy 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C14/00—Alloys based on titanium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Luminescent Compositions (AREA)
Abstract
Высокотемпературный сплав предназначаетс дл 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 дл El-ge и , Hf, Mn, Mo, Lb. Та, V, и/или W; 0,001 s y 0,018 дл В Si и Me Hf, Mn, Mo, Та, V и/или W; 0 s уз 0,01 дл El В и Me Co. ge, Pd, J и/или 2г 0 s ys 0,02 дл В ge и Me Co. ge. Pd J и/или 2r, 0,0001 s « 0,01 дл 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
Description
ьа Ј
4uV
Ш
d
Предложен высокотемпературный сплав дл деталей машин на базе интерметаллических соединений, которые пригодны дл направленного затвердевани и которые дополн ют обычные сверхпрочные сплавы на основе никел .
Изобретение относитс к усовершенствованию и улучшению сплавов, базирующихс на интерметаллическом соединении типа титанового алюминида TIAI, с другими добавками, способствующими повышению прочности, в зкости и раст жимости. В более узком смысле насто щее изобретение касаетс высокотемпературного сплава дл деталей машин на базе сплава TIAI..
Интерметаллические соединени титана с алюминием обладают некоторыми интересными свойствами, которые могут считатьс целесообразными дл применени в качестве конструкционных материалов в среднем и более высоком температурном диапазоне. Сюда относитс их низка плотность по сравнению ссуперснлавами, составл ющими лишь примерно 1 /2 величины дл суперсплавов на базе Ni. Их техническа применимость в данной форме ограничена их хрупкостью. Перва может быть улучшена введением добавок , при этом достигаетс более высокое значение прочности. Известны частично уже внедренные на практике мнтерметалличе- ские соединени 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 добавлени 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 раст жимость и в зкость 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 вл етс неудовлетворительной. При низкой температуре плавлени этих материалов прочность , в частности предел ползучести , в верхнем температурном диапазоне вл етс недостаточной.
Из патента США US-A-3203794 известен THAI - высокотемпературный сплав с содержанием 37 вес,% AS, Zr, остаток Ti. Сравнительно небольша 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 предлагаетс высокотемпературный сплав на основе TIAI с добавками SI и Nb.
Свойства известных модифицированных интерметаллических соединений не удовлетвор ют таким техническим требовани м , которые предъ вл ютс к изготавливаемым из них издели м. Особенно это относитс к термостойкости и в зкости (ковкости ). Поэтому существует потребность в усовершенствовании и улучшении подобных материалов,
В основе данного изобретени лежит задача - получение легкого сплава с достаточным сопротивлением против коррозии и окислени при температурах и одновременно высокой термостойкостью, а также доста- точной в зкостью в температурном диапазоне 500-1000°С, который хорошо пригоден дл направленного затвердевани и который состоит в основном из тугоплавкого интермеУаллического соединени .
Данное изобретение описываетс на основе нижеследующих примеров исполнени , по сн емых более подробно на графиках .
На фиг. 1-4 показаны графические изображени твердости по Виккерсу HV в зависимости от температуры сплавов 3-9,14-20,
21-27 и 33-38 на базе интерметаллического соединени титанового алюминида, а также сравнительных сплавов 1 и 2; на фиг. 5-8 - графические изображени 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 изображени вли ни вольфрамовых добавок на твердость по Виккерсу НУиотносительноеудлинение при разрыве
5 при комнатной температуре сплавов 11- 13, 28-32, 40 и 41 на базе интерметаллического соединени 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- ни алюминида титана. Дл того, чтобы можно было представить себе вли ние элементов сплава, на графиках показаны Твердости по Виккерсу дл 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 считатьс со спадом в среднем 10%. При 700°С твердость HV составл ет 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 соединени 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 считатьс со спадом в среднем 10%. При 700°С твердость HV составл ет примерно 80%, при 850°С - около 70% величины при комнатной температуре.
Фиг.З относитс к графическому изображению твердости по Виккерсу HV в зависимости от температуры сплавов 21-27 на базе интерметаллического соединени 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 дл 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 соединени 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 считатьс со спадом в среднем 10%. При 700°С твердость HV составл ет еще около 80%. при 850°С - еще около 70% значени 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 уменьшаетс сильнее, затем менее сильно до примерно 80% величины комнатной температуре . Начина с 1000°С (выше изгиба кривой) осуществл етс 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 уменьшаетс сильнее, затем менее сильно до 80% величины, имеющейс при комнатной температуре. Начина с 1000°С (свыше изгиба кривой) осуществл етс затем крутой спад до низких значений.
Фиг,7 относитс 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 дл 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 уменьшаетс сильнее, затем менее сильно до 80% величины при комнатной температуре, начина с 1000°С (выше изгиба кривой) осуществл етс затем крутой спад до низких значений.
Фиг.9-11 относ тс к графическим изображени м вли ни металлических добавок
(Me, W) на механические свойства сплавов на базе интерметаллического соединени алюминида титана при комнатной температуре . В сплавах 11, 12, 13, 28, 29, 30, 40 и 41 представлено вли ние содержани вольфрама или иттри на твердость по Виккерсу HV (кг/мм2), а в сплавах 11, 12, 13, 31,32 и 40 - вли ние содержани вольфрама или иттри на относительное удлинение при разрыве д (%) при комнатной температуре .
Сп ав 11 служит как базис, Состав сплавов следующий, ат. %:
С увеличением содержани металла Me Me « W, Y, Zr) можно установить значительное повышение твердости при сравнительно небольшом уменьшении относительного удлинени при разрыве. Особенно бросает- 20 с в глаза в жущее действие дотЗавки бора.
Пример 1. В электродуговой печи в атмосфере аргона как защитного газа расплавл ли 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 расплавл ли в атмосфере защитного газа и также в атмосфере защитного газа 35 заставл ли затвердевать в виде стержней с диаметром около 9 мм и длиной примерно 70 мм. Эти стержни перерабатывали без последующей термообработки нелосредет-
вен но дл гидравлических и кратковременных испытаний.
Дальнейшее улучшение механических свойств в результате соответствующей термообработки находитс в сфере возможного . Кроме того, существует возможность дл улучшени посредством направленного за- твр.пдевани . дл 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 испытани 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 расплавл ли 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 расплавл ли в атмосфере аргона иGe1,3
снова отливали до получени призм с квад-15 Nb2,5
ратным перечнем сечением (7мм х 7мм х 80Hf0,5
мм). Из этих призм былилзготовлены образ-А 48,
цы дл гидравлических испытаний, образцы12) TI47
дл определени твердости и образцы дл SI0,3
испытани на удар. Механические свойства20 W1,5
соответствовали приблизительно мехзниче-Сг1
ским свойствам, указанным в приведенныхMb1
примерах, термообработки вы вили 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 расплавл ли в атмосфере аргона, ат.%:
TI48,5
Ge0,5
W3
Al48
Расплав сливали аналогично примеру 1, снова расплавл ли в атмосфере аргона и отливали в призмы с квадратным поперечным сечением (7 мм х 7 мм х 80 мм). Из этих призм изготавливали образцы дл гидравлических испытаний, определени твердости и испытани на удар. Ход кривой, характеризующей механические свойства, соответствовал примерно ходу кривой механических свойств указанных примеров. Предел текучести оь,2 при комнатной температуре составл л 58.3 МПа. Крива над температурой Т указана на фиг.5. Как контрольна величина нанесен сплав 1 (чистый TiAl). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составл ла в среднем 322 ед. Ход кривой над температурой Т зафиксирован на фиг. 1. Как контрольна 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 составл л 553 МПа. Крива нйд температурой Т нанесена в фиг,5, Твердость по Виккерсу при комнатной температуре составл ла в среднем 335 ед. Ее крива 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 составл л 578 МПа. Крива предела текучести над температурой Т нанесена на фйГ.5. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре достигала величины 350 ед. Ее крива зафиксирована над температурой Т на фиг.1. Необходимо прин ть во внимание действие комбинированной W- и Si-добавки, способствующей повышению твердости, по сравнению с чистым TIAI. В данном случае она составл ет 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 составл л 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 составл л 550 МПа (фиг.5). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составл ла 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 составл ла 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 составл л 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 находитс примерно в середине между соответствующими кривыми сплавов 8 и 9. Твердость по Вик- керсу HV находилась при комнатной температуре при 290 ед. Ее температурна крива находитс 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 крива над температурой Т практически совпадает с кривой сплава 2. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре достигала 235 ед. Соответствующа крива 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 находитс сразу ниже кривой сплава 9. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре имела величину 272 ед. Температурна крива находитс 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 температурна криыа находитс почти ниже температурной кривой сплава 9. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре показала величину 272 ед. Температурна крива находитс 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 температурна крива находитс чуть ниже температурной кривой сплава 3. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре оказалась равной 31бед. Соответствующа крива над температурой Т находитс чуть ниже кривой сплава 3.
- Пример 35, В электродуговой атмосфере аргона как защитного газа расплавл ли 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 расплавл ли в атмосфере защитного газа и также в атмосфере защитного газа оставл ли дл затвердевани в виде палочек с диаметром около 8 мм и длинной примерно 80 мм.
Эти палочки без последующей термообработки перерабатывались непосредственно до гидравлических испытаний дл кратковременных опытов. Достигнутые при эгом механические свойства измер лись в зависимости от температуры испытани .
Дальнейшее улучшение механических свойств посредством соответствующей термообработки находитс в пределах возможного . Кроме того, существует возможность дл улучшени посредством направленного затвердевани , дл чего особенно пригоден такой сплав.
Пример 36. Аналогично примеру 35 следующий сплав расплавл ли в атмосфере аргона, ат.%:
Ti52
Co1
Al47
Расплав сливали аналогично примеру 35, в атмосфере аргона снова расплавл ли и заставл ли 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 испытани соответствовали примерно величинам механических свойств из примера 35. Эти величины могут быть еще улучшены в результате термической обработки .
Пример 37. Точно так же, как в примере 35, следующий сплав расплавл ли в атмосфере аргона, ат.%:
Т150
Zr2,5
Al47,5
Расплав сливали аналогично примеру
35. в атмосфере аргона снова расплавл ли и отливали до призм квадратного поперечного сечени (8 мм х 8 х мм х 100 мм). Из этих призм были изготовлены образцы дл гидравлических испытаний, определени твердости и испытаний на удар. Механические свойства соответствовали примерно механическим свойствам, указанным в предыдущих примерах. Термическа обработка показала дальнейшее улучшение этих величин .
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 дл определени твердости, раст жимости и предела текучести .
Пример 48. В небольшой печи; наход щейс в атмосфере аргона, из чистых элементов был расплавлен сплав 14, ат.%: Ti50
V2
Al48
После переплавки литой заготовки были отлиты небольшие пробы дл определени твердости и предела текучести, а также раст жимости . Палочки имели диаметр 6 мм и длину 60 мм. Предел текучести Оо,2 при комнатной температуре составл л 582 МПа, Ход кривой над температурой Т указан на фиг.б согласно кривой сплава 14. Как контрольна
величина зафиксирована температурна крива сплава 1 {чистый TiAl). Твердость по Вмккерсу HV при комнатной температуре составл ла в среднем 352 ед. Ход кривой над температурой Т нанесен на фиг.2. Как
контрольна величина снова указываетс 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 составл л 650 МПа (фиг.б). Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составл ла в среднем 394 ед. (фиг.2). Действие V-добавки, способствующее повышению твердости, по сравнению с чистым TIAI значительно и составл ет 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 составл л 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 составл л 426 МПа (фиг.6). Твердость по Викчерсу HV при комнатной температуре составл ла 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 составл л в среднем 310 ед. (фиг.2). Действие Zr-добавки, способствующей повышению твердости, по сравнению со сплавом 1 (чистый TiAl) составл ет , 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 составл л 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 измер ли 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 добавлени элементов V, Zr, Pd, Ge или Со в основной сплав TI/AI во всех случа х обеспечиваетс повышение твердости и прочности. При этом такое дей- ствие наблюдаетс с нисход щей тенденцией: наиболее сильное воздействие оказывает Zr, V, наиболее слабое - Со.
Обычно повышение твердости св зано с более или менее сильной потерей раст - жимости, котора однако в результате добавлени в сплав других элементов, способствующих повышению в зкости, 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,% обнаруживаетс вление некоторого насыщени , в результате дальнейшие добавки будут бессмыслен- ными, а свойства материала в общем снова ухудшаютс .
В оказывает обычно сильное вли ние, способствующее повышению в зкости в комбинации с другими элементами, новы- шающими прочность (см. фиг,10). Здесь потер раст жимости, вызванна добавками элемента V, практически может быть возмещена только содержанием В 0,5 ат.%. Более высоких добавок чем 1 ат.% В не требуетс .
Ge действует в некоторых случа х аналогично элементу В, но значительно слабее. Добавки более чем 2 ат,% Ge в присутствии других элементов предстател ютс мало целесообразными .
Дл дальнейшей оптимизации свойств представл ютс полимерные системы, в которых делаетс попытка снова восстановить потерю отрицательных свойств отдельных добавлений в результате одновременного добавлени в сплав других элементов.
Сфера применени модифицированных алюминидоа титана простираетс благопри тным образом на температуры в пределах между 600 и 1000°С,
Пример 61.В электродуговой печи в атмосфере аргона как защитного газа расплавл ли 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 расплавл ли в атмосфере защитного газа и также в атмосфере защитного газа заставл ли затвердевать в виде палочек с диаметром около 12 мм и длиной примерно 80 мм. Эти палочки перерабатывали непосредственно без последующей термической обработки до испытани давлением дл кратковременных опытов.
Дальнейшее улучшение механических свойств посредством соответствующей термообработки находитс в сфере возможного . Кроме того, существует возможность дл улучшени в результате направленного затвердевани , дл чего этот сплав вл етс особенно пригодным.
Твердость по Виккерсу HV (кг/мм2) при комнатной температуре показала величину 266 ед. (фиг.4). Как контрольные величины дл 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 расплавл ли в атмосфере аргона и оставл ли дл затвердевани в виде палочек . Размеры этих палочек соответствовали примеру 61. Палочки без последующей термообработки перерабатывали непосредственно до испытани давлением. Достигнутые гаким образом величины механических свойств в зависимости от температуры испытани представлены на фиг.4 и 8. Эти величины могут быть еще улучшены в результате термообработки. Твердость по Виккерсу HV при комнатной температуре составл ла 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 расплавл ли в атмосфере аргона, ат.%:
48
3
1
48
Твердость по Виккерсу при комнатной температуре составл ла 342 ёд. (фиг,4). Предел текучести оо,2 при комнатной температуре имел величину 565 МПа (фиг.8). Механические свойства едва ли больше мен лись в результате следующей добавки бора до 1 ат.%. Поэтому така величина представл етс также, как оправданна верхн граница дл содержани 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 составл ла 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 расплавл ли 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 обеспечиваетс 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 составл ла 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.% ниоби 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 пор дка 569 МПа (фиг.8).
Вли ние W и В на механические свойства еще раз представлено на фиг. 11. Дл других добавл емых в сплав элементов случались кривые аналогичной формы. В большинстве случаев твердость при 3-4 ат.% добавл емого в сплав элемента проходит через максимум, Существенно более высокие добавки чем 4 ат.%, представл ютс по этой причине мало целесообразными. Это, строго говор , относитс 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.
Благодар добавлению в сплав элементов W, Сг, Мп и Mb по отдельности или в сочетании с T1/AI - основным сплавом во всех случа х достигаетс повышение твер- дости и прочности. При этом действие комбинаций (например. Мп + Nb) вл етс наиболее сильным. Обычно повышение твердости св зано с более или менее сильными потер ми раст жимости, которые од- нако частично могут быть снова возмещены в результате.добавлени в сплав других элементов , способствующих повышению в зкости .
Добавление менее чем 0,5 ат.% одного элемента в большинстве случаев едва ли эффективно. При 3-4 ат.% обнаруживаетс вление некоторого насыщени , так что другие добавки представл ютс бессмысленными , или свойства материала обычно снова ухудшаютс .
Claims (1)
- Формула изобретени ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ TIAL дл деталей машин, от- личающийс 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 дл El - Ge и Me - Cr,05050 50 45В оказывает обычно действие, сильно способствующее повышению в зкости в сочетании с другими элементами, повышающими прочность (фиг. 11). Здесь потер раст жимости, вызванна добавками в сплав W, можно возместить благодар добавке лишь 0,5 ат.% В. Более высоких добавок чем 1 ат.% не требуетс .Дл дальнейшей оптимизации свойств предлагаютс полимерные системы, в которых предпринимаетс попытка снова возместить отрицательные свойства отдельных добавок в результате одновременного добавлени в сплав других элементов.Сфера применени модифицированных алюминидов титана простираетс предпочтительным образом на температуры в- пределах между 600 и 1000°С;Предложенный высокотемпературный сплав дл строительных деталей, подверженных высокой механической нагрузке, в термических машинах не ограничиваетс примерами исполнени 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 дл El SI и Me Hf, Mn, Mo, Та, V и/или W;Q y 0,01 дл El В и Me Co, Ge, Pd, V и/или Zr;О у - 0.02 дл El Ge и Me Co, Ge, Pd, V и/или Zr;0,0001 y 0,01 дл E В и Me Cr, Mn, Nt и/мли W;r0,01 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 дл Е - Si и Me - Hf,Mn, Mo, Та, V или/и W; О у s 0,01 дл El - В и Me - Со. Ge, Pd,J и/или Zr; О s у 0,02 дл El - Ge и Me - Со, Ge,Pd, J и/или Zr,- 0,0001 & у s 0,01 дл 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 илиболее элементов, причем 0,46 (х + у+ z) 0.54.(МРа)200 00 600 800 ЮОО 1200 НООТТОФиг. 5U (МРа)700600ЛЪ Л/f 2.0Лб /|9 ЛВ500400300200 Jл г100J200400S6008001000 1200 КОО Т1°Фиг.д(kg/mm2)О200 400 600 800 1000 200 UOoTfC)Фиг. /Hvfckg/Tm ) . 600700100 4200400 600 800 1000 1200 KOOlinnKOOlinn Tt°C)Фиг. 2(kg/mm )О200HV(kg/mm3)Ј0035 33 & IS B€ 3 38300200V 11000200 400 600 800 1000 1200 1400 T(°C)2гг.Фи&.Зфиг. 4Ј, WPa600-I500400 .300.200л ъ.100JOO400 600 800 1000 1200 1400И°Офиг. 7Ј. (WPa)39 33 34-35 36 3 38600500400300200100 .-i-200600& 2S212-й- ---i---г-1200 псеТГС)18396835 At.uvT34-т - - ---.5 At.-V.M«Фг/г. /9(1 дЛптг)200100W № М
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CH152390 | 1990-05-04 | ||
| CH152490 | 1990-05-04 | ||
| CH161690 | 1990-05-11 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU1839683C true RU1839683C (ru) | 1993-12-30 |
Family
ID=27173042
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SU914895288A RU1839683C (ru) | 1990-05-04 | 1991-04-30 | Высокотемпературный сплав на основе TIAL |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (3) | US5207982A (ru) |
| EP (1) | EP0455005B1 (ru) |
| JP (1) | JPH05230568A (ru) |
| AT (1) | ATE127860T1 (ru) |
| DE (1) | DE59106459D1 (ru) |
| RU (1) | RU1839683C (ru) |
Families Citing this family (37)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5098653A (en) * | 1990-07-02 | 1992-03-24 | General Electric Company | Tantalum and chromium containing titanium aluminide rendered castable by boron inoculation |
| US5080860A (en) * | 1990-07-02 | 1992-01-14 | General Electric Company | Niobium and chromium containing titanium aluminide rendered castable by boron inoculations |
| JP2678083B2 (ja) * | 1990-08-28 | 1997-11-17 | 日産自動車株式会社 | Ｔｉ―Ａｌ系軽量耐熱材料 |
| US5131959A (en) * | 1990-12-21 | 1992-07-21 | General Electric Company | Titanium aluminide containing chromium, tantalum, and boron |
| US5204058A (en) * | 1990-12-21 | 1993-04-20 | General Electric Company | Thermomechanically processed structural elements of titanium aluminides containing chromium, niobium, and boron |
| US5354351A (en) * | 1991-06-18 | 1994-10-11 | Howmet Corporation | Cr-bearing gamma titanium aluminides and method of making same |
| US5370839A (en) * | 1991-07-05 | 1994-12-06 | Nippon Steel Corporation | Tial-based intermetallic compound alloys having superplasticity |
| US5264051A (en) * | 1991-12-02 | 1993-11-23 | General Electric Company | Cast gamma titanium aluminum alloys modified by chromium, niobium, and silicon, and method of preparation |
| US5205875A (en) * | 1991-12-02 | 1993-04-27 | General Electric Company | Wrought gamma titanium aluminide alloys modified by chromium, boron, and nionium |
| EP0545612B1 (en) * | 1991-12-02 | 1996-03-06 | General Electric Company | Gamma titanium aluminum alloys modified by boron, chromium, and tantalum |
| JP3320760B2 (ja) * | 1991-12-06 | 2002-09-03 | 大陽工業株式会社 | チタニウム・アルミニウム合金 |
| US5228931A (en) * | 1991-12-20 | 1993-07-20 | General Electric Company | Cast and hipped gamma titanium aluminum alloys modified by chromium, boron, and tantalum |
| DE4224867A1 (de) * | 1992-07-28 | 1994-02-03 | Abb Patent Gmbh | Hochwarmfester Werkstoff |
| US5296056A (en) * | 1992-10-26 | 1994-03-22 | General Motors Corporation | Titanium aluminide alloys |
| DE4301880A1 (de) * | 1993-01-25 | 1994-07-28 | Abb Research Ltd | Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffes auf der Basis einer dotierten intermetallischen Verbindung |
| US5350466A (en) * | 1993-07-19 | 1994-09-27 | Howmet Corporation | Creep resistant titanium aluminide alloy |
| US5908516A (en) * | 1996-08-28 | 1999-06-01 | Nguyen-Dinh; Xuan | Titanium Aluminide alloys containing Boron, Chromium, Silicon and Tungsten |
| DE19748874C2 (de) * | 1996-11-09 | 2000-03-23 | Max Planck Inst Eisenforschung | Verwendung einer TiAl-Legierung |
| DE19756354B4 (de) * | 1997-12-18 | 2007-03-01 | Alstom | Schaufel und Verfahren zur Herstellung der Schaufel |
| US6214133B1 (en) | 1998-10-16 | 2001-04-10 | Chrysalis Technologies, Incorporated | Two phase titanium aluminide alloy |
| EP1066415B1 (en) * | 1998-02-02 | 2002-07-24 | Chrysalis Technologies, Incorporated | Two phase titanium aluminide alloy |
| US6425964B1 (en) * | 1998-02-02 | 2002-07-30 | Chrysalis Technologies Incorporated | Creep resistant titanium aluminide alloys |
| JP3915324B2 (ja) | 1999-06-08 | 2007-05-16 | 石川島播磨重工業株式会社 | チタンアルミナイド合金材料及びその鋳造品 |
| DE19933633A1 (de) * | 1999-07-17 | 2001-01-18 | Abb Alstom Power Ch Ag | Hochtemperaturlegierung |
| DE10049026A1 (de) * | 2000-10-04 | 2002-04-11 | Alstom Switzerland Ltd | Hochtemperaturlegierung |
| DE10054229B4 (de) | 2000-11-02 | 2018-06-28 | Ansaldo Energia Ip Uk Limited | Hochtemperaturlegierung |
| US7060239B2 (en) * | 2003-03-31 | 2006-06-13 | Alstom Technology Ltd. | Quasicrystalline alloys and their use as coatings |
| FR2868791B1 (fr) * | 2004-04-07 | 2006-07-14 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Alliage titane-aluminium ductile a chaud |
| DE102010042889A1 (de) * | 2010-10-25 | 2012-04-26 | Manfred Renkel | Turboladerbauteil |
| US8475943B2 (en) * | 2011-07-08 | 2013-07-02 | Kennametal Inc. | Coated article having yttrium-containing coatings applied by physical vapor deposition and method for making the same |
| FR3006696B1 (fr) | 2013-06-11 | 2015-06-26 | Centre Nat Rech Scient | Procede de fabrication d'une piece en alliage en titane-aluminium |
| CA3017247A1 (en) * | 2016-04-20 | 2017-10-26 | Arconic Inc. | Hcp materials of aluminum, titanium, and zirconium, and products made therefrom |
| US20180230576A1 (en) * | 2017-02-14 | 2018-08-16 | General Electric Company | Titanium aluminide alloys and turbine components |
| JP7226536B2 (ja) * | 2019-05-23 | 2023-02-21 | 株式会社Ihi | ＴｉＡｌ合金及びその製造方法 |
| CN113528890B (zh) * | 2020-04-16 | 2022-09-30 | 中国科学院金属研究所 | 一种高抗氧化、高塑性的变形TiAl基合金及其制备工艺 |
| FR3121149B1 (fr) | 2021-03-25 | 2023-04-21 | Safran | Alliage de fonderie intermétallique TiAl |
| WO2022260026A1 (ja) * | 2021-06-09 | 2022-12-15 | 株式会社Ihi | ＴｉＡｌ合金、ＴｉＡｌ合金粉末、ＴｉＡｌ合金部品及びその製造方法 |
Family Cites Families (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3203794A (en) * | 1957-04-15 | 1965-08-31 | Crucible Steel Co America | Titanium-high aluminum alloys |
| US4294615A (en) * | 1979-07-25 | 1981-10-13 | United Technologies Corporation | Titanium alloys of the TiAl type |
| JPS63111152A (ja) * | 1986-10-30 | 1988-05-16 | Natl Res Inst For Metals | Ｓｉを添加した金属間化合物ＴｉＡｌ基耐熱合金 |
| EP0275391B1 (en) * | 1986-11-12 | 1992-08-26 | Kawasaki Jukogyo Kabushiki Kaisha | Titanium-aluminium alloy |
| US4836983A (en) * | 1987-12-28 | 1989-06-06 | General Electric Company | Silicon-modified titanium aluminum alloys and method of preparation |
| US4857268A (en) * | 1987-12-28 | 1989-08-15 | General Electric Company | Method of making vanadium-modified titanium aluminum alloys |
| US4842817A (en) * | 1987-12-28 | 1989-06-27 | General Electric Company | Tantalum-modified titanium aluminum alloys and method of preparation |
| US4842820A (en) * | 1987-12-28 | 1989-06-27 | General Electric Company | Boron-modified titanium aluminum alloys and method of preparation |
| US4842819A (en) * | 1987-12-28 | 1989-06-27 | General Electric Company | Chromium-modified titanium aluminum alloys and method of preparation |
| JP2569710B2 (ja) * | 1988-04-04 | 1997-01-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 常温靱性を有するＴｉ−Ａ▲ｌ▼系金属間化合物型鋳造合金 |
| DE68917815T2 (de) * | 1988-05-13 | 1995-01-05 | Nippon Steel Corp | Intermetallische Titan-Aluminium-Verbindung und Verfahren zu ihrer Herstellung. |
| JP2679109B2 (ja) * | 1988-05-27 | 1997-11-19 | 住友金属工業株式会社 | 金属間化合物ＴｉＡ▲ｌ▼基軽量耐熱合金 |
| US4983357A (en) * | 1988-08-16 | 1991-01-08 | Nkk Corporation | Heat-resistant TiAl alloy excellent in room-temperature fracture toughness, high-temperature oxidation resistance and high-temperature strength |
| US4923534A (en) * | 1988-10-03 | 1990-05-08 | General Electric Company | Tungsten-modified titanium aluminum alloys and method of preparation |
| US5045406A (en) * | 1989-06-29 | 1991-09-03 | General Electric Company | Gamma titanium aluminum alloys modified by chromium and silicon and method of preparation |
| JP2510141B2 (ja) * | 1989-08-18 | 1996-06-26 | 日産自動車株式会社 | Ｔｉ―Ａｌ系軽量耐熱材料 |
| JPH03111152A (ja) * | 1989-09-26 | 1991-05-10 | Takeda Giken:Kk | 外周加工機 |
| US5080860A (en) * | 1990-07-02 | 1992-01-14 | General Electric Company | Niobium and chromium containing titanium aluminide rendered castable by boron inoculations |
| US5082624A (en) * | 1990-09-26 | 1992-01-21 | General Electric Company | Niobium containing titanium aluminide rendered castable by boron inoculations |
| US5082506A (en) * | 1990-09-26 | 1992-01-21 | General Electric Company | Process of forming niobium and boron containing titanium aluminide |
| US5131959A (en) * | 1990-12-21 | 1992-07-21 | General Electric Company | Titanium aluminide containing chromium, tantalum, and boron |
-
1991
- 1991-04-08 DE DE59106459T patent/DE59106459D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1991-04-08 EP EP91105503A patent/EP0455005B1/de not_active Expired - Lifetime
- 1991-04-08 AT AT91105503T patent/ATE127860T1/de not_active IP Right Cessation
- 1991-04-30 RU SU914895288A patent/RU1839683C/ru active
- 1991-05-02 JP JP3100977A patent/JPH05230568A/ja active Pending
- 1991-05-03 US US07/695,406 patent/US5207982A/en not_active Expired - Lifetime
-
1992
- 1992-11-25 US US07/981,479 patent/US5286443A/en not_active Expired - Fee Related
-
1993
- 1993-11-03 US US08/145,227 patent/US5342577A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5342577A (en) | 1994-08-30 |
| EP0455005A1 (de) | 1991-11-06 |
| US5286443A (en) | 1994-02-15 |
| JPH05230568A (ja) | 1993-09-07 |
| US5207982A (en) | 1993-05-04 |
| EP0455005B1 (de) | 1995-09-13 |
| DE59106459D1 (de) | 1995-10-19 |
| ATE127860T1 (de) | 1995-09-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU1839683C (ru) | Высокотемпературный сплав на основе TIAL | |
| EP1900835B1 (en) | Cobalt-chromium-iron-nickel alloys amenable to nitride strengthening | |
| US20030164213A1 (en) | Ni-base alloy, heat-resistant spring made of the alloy, and process for producing the spring | |
| US20060021680A1 (en) | Beta titanium alloy | |
| KR20100059957A (ko) | 오스테나이트계 스테인리스강 | |
| US20070044872A1 (en) | Precipitation-strengthened nickel-iron-chromium alloy and process therefor | |
| EP2479302A1 (en) | Ni-based heat resistant alloy, gas turbine component and gas turbine | |
| KR100205263B1 (ko) | 도핑 Fe3AL 기재의, 중간 온도 범위용 부품용의 내산화성 및 내식성 합금 | |
| JP2819906B2 (ja) | 室温および高温強度に優れた工具用Ｎｉ基合金 | |
| JPH06108187A (ja) | 窒素添加高強度チタン合金 | |
| JP2004359969A (ja) | 耐熱鋼、耐熱鋼塊の製造方法および蒸気タービンロータ | |
| WO2019245077A1 (ko) | 우수한 가공경화능을 갖는 고강도 니켈기 분말 초내열합금 | |
| JPS6330381B2 (ru) | ||
| JP2008163423A (ja) | 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね | |
| JPH0242594B2 (ru) | ||
| JP3520633B2 (ja) | 靱性および高温強度に優れた熱間工具用マルエージング鋼 | |
| JPH07109017B2 (ja) | 耐熱性Ｔｉ合金 | |
| JPS6134497B2 (ru) | ||
| JPH0639661B2 (ja) | 高温耐食性、高温強度に優れた熱間加工高クロム合金鋼 | |
| GB2354257A (en) | A high temperature titanium-aluminium alloy | |
| JP2002173720A (ja) | 熱間加工性に優れたＮｉ基合金 | |
| US6676897B2 (en) | High-temperature alloy | |
| WO2021043913A1 (en) | A new welding material | |
| JPH0517836A (ja) | 高温強度および高温硬度に優れたＴｉＡｌ基合金およびその製造方法 | |
| JPS6349735B2 (ru) |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| REG | Reference to a code of a succession state |
Ref country code: RU Ref legal event code: MM4A Effective date: 20050501 |