RU2371496C1

RU2371496C1 - HEATPROOF COMPOSITION POWDER ALLOY ON BASIS OF INTERMETALLIC SEMICONDUCTOR NiAl AND METHOD OF ITS RECEIVING

Info

Publication number: RU2371496C1
Application number: RU2008145414/02A
Authority: RU
Inventors: Кира Борисовна Поварова (RU); Кира Борисовна Поварова; Андрей Александрович Дроздов (RU); Андрей Александрович Дроздов; Олег Александрович Скачков (RU); Олег Александрович Скачков; Сергей Владимирович Пожаров (RU); Сергей Владимирович Пожаров; Алексей Евгеньевич Морозов (RU); Алексей Евгеньевич Морозов
Original assignee: Учреждение Российской академии наук Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН (ИМЕТ РАН)
Priority date: 2008-11-19
Filing date: 2008-11-19
Publication date: 2009-10-27

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to powder metallurgy, particularly to receiving of alloys on the basis of strengthen by oxides alloyed intermetallic semiconductor NiAl. It can be used in aviation and automobile industry, shipbuilding for manufacturing of high-beat parts of gas turbine engine. Composite material consists of 2-2.8 vol. % of strengthening phase Y₂O₃ and matrix, containing, wt %: aluminium 26.8-29.2; cobalt 8.5-12.2; niobium 2.2-3.6; chrome 2.0-3.9; nickel 53.5-58.2. Powder of matrix alloy and strengthening phase are mixed with simultaneous grinding of alloy powder up to size less than 10 micrometres. Mixture is extruded in capsule at temperature 1100-1200°C with elongation ratio more than 15, and annealed at temperature higher 0.8 T_f of matrix alloy with temperature gradient by length of extruded blank.

EFFECT: obtaining material, which allows high durability at 1100 °C and durability at 1200-1400 °C at satisfactory fracture toughness at low temperatures.

9 cl, 3 tbl, 1 ex

Description

Изобретение относится к области металлургии, в частности к способу получения порошковых сплавов или изделий из сплавов на основе легированного интерметаллида NiAl, упрочненного оксидами, и может быть использовано в авиационной и автомобильной промышленности, судостроении для изготовления теплонагруженных деталей авиационных газотурбинных двигателей или гиперзвуковых летательных аппаратов, длительно работающих в окислительной атмосфере, испытывающих относительно невысокие механические нагрузки при температурах, превышающих рабочие температуры и температуры плавления никелевых суперсплавов, преимущественно для стабилизаторов горения, форсуночного блока камеры сгорания газотурбинной установки, тепловых излучателей и др.The invention relates to the field of metallurgy, in particular to a method for producing powder alloys or alloy products based on doped NiAl intermetallic reinforced with oxides, and can be used in the aviation and automotive industries, shipbuilding for the manufacture of heat-loaded parts of aircraft gas turbine engines or hypersonic aircraft, working in an oxidizing atmosphere, experiencing relatively low mechanical stress at temperatures exceeding the working e temperature and the melting point of nickel superalloys, preferably for stabilizing the combustion, the combustion chamber of the nozzle block of a gas turbine installation, heat radiators, etc.

Основным определяющим свойством сплавов, предназначенных для длительной эксплуатации при высокой температуре, является жаропрочность. Условия длительной высокотемпературной работы деталей под напряжением, при термоциклировании и знакопеременных нагрузках способствуют интенсификации диффузионных процессов в материале. Это приводит к снижению жаропрочности как гетерофазных (γ+γ')-никелевых суперсплавов из-за деградации структуры, связанной с уменьшением или полным исчезновением вторичных выделений упрочняющей фазы γ', так и к снижению жаропрочности и понижению сопротивления ползучести сплавов и композитов на основе более тугоплавкого, чем суперсплавы интерметаллида β-NiAl из-за укрупнения зерна и интенсивного развития диффузионно-контролируемых процессов ползучести, особенно зернограничной. Для реализации возможностей, заложенных в тугоплавком β-NiAl (температура плавления 1630°С) необходимо создание в материале термостабильной структуры с малой площадью границ зерен и особенно малой долей поперечных границ, обеспечивающей сохранение высоких характеристик жаропрочности (высокого сопротивления ползучести) вплоть до предплавильных температур, которые для интерметаллида β-NiAl на ~300°С выше температур начала плавления никелевых суперсплавов.The main defining property of alloys designed for long-term operation at high temperature is heat resistance. The conditions of long-term high-temperature operation of parts under voltage during thermal cycling and alternating loads contribute to the intensification of diffusion processes in the material. This leads to a decrease in the heat resistance of both heterophase (γ + γ ') - nickel superalloys due to structural degradation associated with a decrease or complete disappearance of the secondary precipitates of the hardening phase γ' and to a decrease in heat resistance and a decrease in the creep resistance of alloys and composites based on more refractory than β-NiAl intermetallic superalloys due to grain enlargement and the intensive development of diffusion-controlled creep processes, especially grain-boundary ones. To realize the possibilities inherent in the β-NiAl refractory (melting point 1630 ° C), it is necessary to create a thermostable structure in the material with a small grain boundary area and a particularly small fraction of transverse boundaries, ensuring high heat resistance characteristics (high creep resistance) up to pre-melting temperatures, which for the β-NiAl intermetallic compound are ~ 300 ° С higher than the temperatures of the onset of melting of nickel superalloys.

Изобретение относится к порошковому гетерофазному композиционному сплаву на основе тугоплавкого интерметаллида β-NiAl, содержащему дисперсные или наноразмерные частицы фазы, термодинамически стабильной в равновесии с β-NiAl матрицей (тугоплавкий термодинамически стабильный оксид металла III группы периодической системы), находящейся в равновесии с β-NiAl матрицей вплоть до предплавильных температур, и к способу получения композиционного сплава, обеспечивающему требуемое структурно-фазовое состояние.The invention relates to a powdered heterophase composite alloy based on a refractory β-NiAl intermetallic compound containing dispersed or nanosized particles of a phase thermodynamically stable in equilibrium with a β-NiAl matrix (refractory thermodynamically stable metal oxide of group III of the periodic system) in equilibrium with β-NiAl matrix up to pre-melting temperatures, and to a method for producing a composite alloy providing the desired structural phase state.

Интерес к разработке жаропрочных материалов на основе NiAl в значительной степени определяется комплексом физико-механических характеристик NiAl сплавов, к которым можно отнести, в частности, высокую T_пл=1630°С, высокую жаростойкость и коррозионную стойкость, а также низкую плотность (ρ~6 г/см³). Совокупность перечисленных свойств делает возможным и экономически оправданным применение порошковых сплавов NiAl в качестве жаропрочных конструкционных материалов, используемых для изготовления газовых турбин и теплотехнического оборудования, ряда теплонагруженных деталей гиперзвуковых летательных аппаратов. В настоящее время материалы на основе NiAl используются в химической промышленности, в авиационном машиностроении и в энергетике.Interest in the development of heat-resistant materials based on NiAl is largely determined by the set of physicomechanical characteristics of NiAl alloys, which include, in particular, high T _pl = 1630 ° C, high heat resistance and corrosion resistance, as well as low density (ρ ~ 6 g / cm ³ ). The combination of these properties makes it possible and economically justified to use NiAl powder alloys as heat-resistant structural materials used for the manufacture of gas turbines and thermal equipment, as well as a number of heat-loaded parts of hypersonic aircraft. Currently, NiAl-based materials are used in the chemical industry, in aircraft engineering and in the energy sector.

Известен жаропрочный композиционный сплав на основе интерметаллида NiAl, легированного, в мас.%: 9,3-10,3 кобальта, 5,1-6,7 хрома, 0,7-1,0 титана, 4,3-5,5 тантала, 12-12,9 вольфрама, 0,01-0,2 циркония, 1,7-2,3 молибдена, 0,001-0,1 углерода, 0,001-0,02 бора, и содержащего в качестве упрочняющей фазы 0,5-1,7 Y₂O₃. Сплав получают смешиванием порошков, входящих в сплав элементов и порошка Y₂О₃, экструдированием полученной смеси в капсуле и отжигом в области температур дисперсионного твердения сплава (JP 62099433, опубл. 08.05.87). Сплав обладает хорошими прочностными характеристиками в интервале температур 1100-1150°С, однако при более высоких рабочих температурах прочность сплава резко снижается.Known heat-resistant composite alloy based on NiAl intermetallic alloyed in wt.%: 9.3-10.3 cobalt, 5.1-6.7 chromium, 0.7-1.0 titanium, 4.3-5.5 tantalum, 12-12.9 tungsten, 0.01-0.2 zirconium, 1.7-2.3 molybdenum, 0.001-0.1 carbon, 0.001-0.02 boron, and containing 0.5 as a hardening phase -1.7 Y ₂ O ₃ . The alloy is obtained by mixing the powders included in the alloy of the elements and Y ₂ O ₃ powder, extruding the resulting mixture in a capsule and annealing in the temperature range of the precipitation hardening of the alloy (JP 62099433, publ. 08.05.87). The alloy has good strength characteristics in the temperature range 1100-1150 ° C, however, at higher operating temperatures, the strength of the alloy decreases sharply.

Известен принятый в качестве ближайшего аналога композиционный жаропрочный сплав на основе моноалюминида никеля, раскрытый в патенте SU 1452162, опубл. 20.06.98. Сплав содержит 23,5-31,5 мас.% алюминия в моноалюминиде при содержании окиси алюминия 3,5-15 мас.%. Прочность сплава при изгибе увеличивается в 4 раза, прочность при растяжении при 20-1000°С - в 1,5-2 раза по сравнению с нелегированным NiAl.Known accepted as the closest analogue is a composite heat-resistant alloy based on nickel monoaluminide, disclosed in patent SU 1452162, publ. 06/20/98. The alloy contains 23.5-31.5 wt.% Aluminum in monoaluminide with an aluminum oxide content of 3.5-15 wt.%. The bending strength of the alloy increases by 4 times, the tensile strength at 20-1000 ° C - by 1.5-2 times in comparison with unalloyed NiAl.

Однако для повышения рабочих температур сплава на основе NiAl до 1300-1400°С, т.е. выше не только рабочих температур, но и T_пл никелевых суперсплавов, и характеристик прочности при длительных испытаниях на растяжение при температурах, превышающих потолок рабочих температур никелевых суперсплавов (выше 1050-1100°С), что обеспечит повышение надежности и долговечности изделий из интерметаллидного сплава в условиях высоких температур, необходимо дальнейшее увеличение характеристик высокотемпературной прочности и сопротивления высокотемпературной ползучести.However, to increase the operating temperature of the alloy based on NiAl to 1300-1400 ° C, i.e. higher than not only operating temperatures, but also T _{pl of} nickel superalloys, and strength characteristics during long tensile tests at temperatures exceeding the ceiling of working temperatures of nickel superalloys (above 1050-1100 ° С), which will provide increased reliability and durability of products from intermetallic alloy in Under conditions of high temperatures, a further increase in the characteristics of high temperature strength and resistance to high temperature creep is necessary.

Задачей настоящего изобретения является создание композиционного материала на основе NiAl и способа его получения с повышенным диапазоном рабочих температур до 1100-1400°С при кратковременных и длительных нагрузках.The objective of the present invention is to provide a composite material based on NiAl and a method for producing it with an increased range of operating temperatures up to 1100-1400 ° C under short-term and long-term loads.

Техническим результатом изобретения является повышение прочности композиционного материала на основе интерметаллида NiAl (порядка 190 МПа) при температуре 1100°С, длительной прочности при 1200-1400°С при удовлетворительной вязкости разрушения при низких температурах, выше 8-10 МПа·м².The technical result of the invention is to increase the strength of a composite material based on NiAl intermetallic (about 190 MPa) at a temperature of 1100 ° C, long-term strength at 1200-1400 ° C with a satisfactory fracture toughness at low temperatures, above 8-10 MPa · m ² .

Технический результат достигается тем, что жаропрочный композиционный материал на основе интерметаллида NiAl, состоящий из сплава матрицы, содержащего алюминий и никель, и равномерно распределенной в ней упрочняющей фазы, в качестве упрочняющей фазы содержит Y₂O₃ в количестве 2,0-2.8 об.% от объема композиционного материала, а сплав матрицы дополнительно содержит кобальт, ниобий и хром при следующем соотношении компонентов, мас.%: алюминий 26,8-29,2, кобальт 8,5-12,2, ниобий 2,2-3,6, хром 2,0-3,9, никель 53,5-58,2. Сплав имеет квазимонокристаллическую структуру с отношением длины зерна к его поперечному сечению не менее 15, а упрочняющая фаза Y₂O₃ имеет размер 15-20 нм.The technical result is achieved in that the heat-resistant composite material based on the NiAl intermetallic compound, consisting of an alloy of a matrix containing aluminum and nickel and a hardening phase evenly distributed in it, contains H ₂ O ₃ in the amount of 2.0-2.8 vol. % of the volume of the composite material, and the matrix alloy additionally contains cobalt, niobium and chromium in the following ratio of components, wt.%: aluminum 26.8-29.2, cobalt 8.5-12.2, niobium 2.2-3, 6, chrome 2.0-3.9, nickel 53.5-58.2. The alloy has a quasimonocrystalline structure with a ratio of the grain length to its cross section of at least 15, and the hardening phase Y ₂ O ₃ has a size of 15-20 nm.

В способе получения жаропрочного композиционного материала на основе интерметаллида NiAl, включающем смешивание порошков сплава матрицы и упрочняющей фазы, экструдирование смеси в капсуле, удаление материала капсулы с экструдированной заготовки и отжиг, предварительно гидридно-кальциевым восстановлением получают порошок сплава матрицы, смешивание порошка сплава матрицы с упрочняющей фазой осуществляют с одновременным измельчением порошка сплава матрицы до 10 мкм, при этом в качестве порошка упрочняющей фазы используют порошок Y₂O₃, экструдирование проводят при температуре 1000-1200°С с коэффициентом вытяжки более 15, а отжиг проводят при температуре выше 0,8 Т_пл сплава матрицы с градиентом температуры по длине экструдированной заготовки. Отжиг осуществляют в вакууме или газовой атмосфере в течение 1 часа. После удаления материала капсулы экструдированную заготовку подвергают механической обработке. Возможно проведение отжига с градиентом температуры по длине заготовки от 1440°С до 1470°С или от 1450°С до 1550°С.In the method for producing a heat-resistant composite material based on NiAl intermetallic compound, comprising mixing matrix alloy powders and a hardening phase, extruding the mixture in a capsule, removing the capsule material from the extruded preform and annealing, calcium alloy hydride pre-reduction results in a matrix alloy powder, mixing a matrix alloy powder with a hardening phase is carried out with simultaneous grinding of the alloy powder of the matrix to 10 μm, while the powder of Y ₂ O ₃ , e the extrusion is carried out at a temperature of 1000-1200 ° C with a drawing ratio of more than 15, and the annealing is carried out at a temperature above 0.8 T _pl matrix alloy with a temperature gradient along the length of the extruded billet. Annealing is carried out in a vacuum or gas atmosphere for 1 hour. After removal of the capsule material, the extruded preform is machined. It is possible to conduct annealing with a temperature gradient along the length of the workpiece from 1440 ° C to 1470 ° C or from 1450 ° C to 1550 ° C.

Для повышения жаропрочности интерметаллидной матрицы часть никеля в ней замещена кобальтом в количестве 8,5-12,2 мас.%, а часть алюминия замещена ниобием в количестве 2,2-3,6 мас.% и 2,9-3,9 мас.% хрома. Дополнительное упрочнение матрицы порошкового сплава и стабилизация его направленной структуры достигаются за счет введения и однородного распределения в интерметаллидной матрице дисперсионного упрочнителя, а именно частиц оксида иттрия Y₂O₃ в количестве от 2 до 2,8 об.% от объема сплава. При этом повышение сопротивления ползучести при температурах вплоть до гомологической температуры 0,8-0,9 Т_пл NiAl-матрицы достигается не за счет роста рекристаллизованного зерна и уменьшения площади границ зерен, как это имеет место в аналогах, а за счет подавления роста волокон в поперечном направлении при рекристаллизации деформированного экструзией материала. Это становится возможным благодаря формированию при деформации с вытяжкой более 15 на продольных границах волокон дисперсных или наноразмерных частиц термодинамически стабильного оксида, тормозящих перестройку и миграцию этих границ в поперечном направлении, что приводит к резкому уменьшению площади поперечных границ вытянутых рекристаллизованных зерен и формированию при термической обработке в порошковом сплаве-композите термостабильной квазимонокристаллической рекристаллизованной структуры. Для формирования такой структуры необходимо проведение термической обработки при температурах не ниже 0,8 Т_пл ОЦК матрицы NiAl, для чего может быть использована высокотемпературная градиентная направленная рекристаллизация. Стабилизация направленной структуры с малой долей поперечных границ с отношением длины зерна к его поперечному размеру 15-40, обеспечивающая высокое сопротивление ползучести, достигается за счет разработки способа формирования в деформируемом порошковом сплаве дисперсных и/или наноразмерных частиц оксидной фазы, термодинамически стабильной в контакте с легированной NiAl матрицей, тормозящих миграцию границ зерен и субграниц в поперечном направлении.To increase the heat resistance of the intermetallic matrix, part of the nickel in it is replaced by cobalt in an amount of 8.5-12.2 wt.%, And part of aluminum is replaced by niobium in an amount of 2.2-3.6 wt.% And 2.9-3.9 wt. .% chromium. Additional hardening of the matrix of the powder alloy and stabilization of its directional structure are achieved by introducing and uniform distribution in the intermetallic matrix of the dispersion hardener, namely, particles of yttrium oxide Y ₂ O ₃ in an amount of from 2 to 2.8 vol.% Of the alloy volume. In this case, an increase in creep resistance at temperatures up to a homologous temperature of 0.8-0.9 T _{pl of the} NiAl matrix is achieved not due to the growth of recrystallized grain and a decrease in the grain boundary area, as is the case in analogues, but due to the suppression of fiber growth in transverse direction during recrystallization of extruded material. This becomes possible due to the formation of dispersed or nanosized particles of a thermodynamically stable oxide during deformation with drawing more than 15 at the longitudinal fiber boundaries, which inhibit the rearrangement and migration of these boundaries in the transverse direction, which leads to a sharp decrease in the transverse grain size of the transverse boundaries and formation during heat treatment in powder alloy composite of thermostable quasi-monocrystalline recrystallized structure. To form such a structure, it is necessary to conduct heat treatment at temperatures not lower than 0.8 T _{pl of the} bcc NiAl matrix, for which high-temperature gradient directed recrystallization can be used. The stabilization of the directional structure with a small proportion of transverse boundaries with a ratio of grain length to its transverse size of 15-40, providing high creep resistance, is achieved by developing a method for the formation of dispersed and / or nanosized particles of an oxide phase in a deformable powder alloy that is thermodynamically stable in contact with doped NiAl matrix, inhibiting the migration of grain boundaries and subboundaries in the transverse direction.

Экспериментально установлено, что наиболее полная реализация свойств материала с интерметаллидной матрицей достигается при условии микрооднородного распределения компонентов основы и легирующих элементов в объеме материала. Для достижения этого эффекта активно используются несколько способов, имеющих свои достоинства и недостатки. При получении порошков заданного состава методом распыления расплава и последующем компактировании микрослитков встречаются трудности, связанные с неодинаковым угаром-испарением компонентов, большим расходом материала и значительной неоднородностью гранулометрического состава. При получении шихты в виде слитков вакуумной индукционной плавкой и последующим дроблением слитка в порошок к трудностям, связанным с неодинаковым угаром-испарением компонентов и большим расходом материала, добавляются загрязнение материала при дроблении, большие энергозатраты и малый выход годного по гранулометрическому составу (прототип). При получении смесей порошков исходных компонентов длительным перемешиванием в шаровых мельницах (в том числе высокоэнергетических - аттриторах) происходит загрязнение порошков материалом шаров и футеровки и наклеп, резко ухудшающий технологические характеристики порошков, в частности способность к компактированию. Наиболее экономичным и гибким является процесс получения порошков легированных интерметаллидов практически любого состава совместным восстановлением в твердогазовой фазе гидридно-кальциевым методом (ГКВ). Экспериментально показано, что улучшение прессуемости этих порошков, их механоактивация, необходимые для ускорения спекания, а также обеспечение однородного распределения дисперсных или наноразмерных частиц термодинамически стабильных тугоплавких оксидов и предотвращение образования ими конгломератов достигаются кратковременной обработкой смесей в аттриторах, не вызывающей ухудшения технологических характеристик и загрязнения примесями.It was experimentally established that the most complete realization of the properties of a material with an intermetallic matrix is achieved under the condition of micro-uniform distribution of the components of the base and alloying elements in the volume of the material. To achieve this effect, several methods are actively used, having their own advantages and disadvantages. When producing powders of a given composition by melt spraying and subsequent compacting of micro-ingots, difficulties are encountered associated with unequal fumes-evaporation of components, high material consumption and significant inhomogeneity of particle size distribution. Upon receipt of the mixture in the form of ingots by vacuum induction melting and subsequent crushing of the ingot into powder, to the difficulties associated with unequal fumes-evaporation of components and high consumption of material, pollution of the material during crushing, high energy consumption and low yield of particle size distribution are added (prototype). When mixtures of the powders of the starting components are obtained by prolonged mixing in ball mills (including high-energy attritors), the powders are contaminated with the material of the balls and the lining and hardened, which sharply degrades the technological characteristics of the powders, in particular, the ability to compact. The most economical and flexible is the process of producing powders of doped intermetallic compounds of almost any composition by joint reduction in the solid-gas phase by the calcium hydride method (GB). It has been experimentally shown that improving the compressibility of these powders, their mechanical activation, necessary to accelerate sintering, as well as ensuring a uniform distribution of dispersed or nanosized particles of thermodynamically stable refractory oxides and preventing them from forming conglomerates, is achieved by short-term processing of the mixtures in the attritors, which does not cause deterioration of technological characteristics and contamination .

Горячая экструзия с коэффициентом вытяжки не менее 15 обеспечивает получение компактного материала с близкой к теоретической плотностью и вытянутым в направлении течения материала зерном с высоким коэффициентом неравноосности зерна (КНЗ). Дисперсные и наноразмерные частицы распределяются на границах зерен-волокон. При нагреве выше температуры рекристаллизации частицы оксидов закрепляют продольные границы, препятствуют росту зерна в поперечном направлении. Для направленно-рекристаллизованных сплавов на основе NiAl термическая обработка является заключительной стадией. Разработанная схема термообработки для изделия из сплава предусматривает рекристаллизационный отжиг в температурном поле с градиентом температуры по длине экструдированной заготовки. Скорость роста рекристаллизованного зерна составляет 2,5 мм/мин. Микроструктура сплавов после отжига характеризуется крупными вытянутыми вдоль направления предшествующей деформации рекристаллизованными зернами с КНЗ более 15. Направленной рекристаллизацией (HP) деформированного материала формируется квазимонокристаллическая структура (100) с частицами оксидов (15-25 нм) на дислокациях. Отжиг в условиях с градиентом по длине образца приводит к росту зерна с длиной, ограниченной только длиной образца.Hot extrusion with an extrusion coefficient of at least 15 ensures the production of a compact material with a grain close to theoretical density and grain elongated in the direction of material flow with a high coefficient of grain unevenness (KNZ). Dispersed and nanosized particles are distributed at the grain-fiber boundaries. When heated above the recrystallization temperature, the oxide particles fix the longitudinal boundaries and prevent grain growth in the transverse direction. For directionally recrystallized NiAl-based alloys, heat treatment is the final step. The developed heat treatment scheme for an alloy product provides for recrystallization annealing in a temperature field with a temperature gradient along the length of the extruded billet. The growth rate of recrystallized grain is 2.5 mm / min. The microstructure of the alloys after annealing is characterized by large recrystallized grains elongated along the direction of the preceding deformation with KNZ more than 15. Directed recrystallization (HP) of the deformed material forms a quasimonocrystalline structure (100) with oxide particles (15-25 nm) on the dislocations. Annealing under conditions with a gradient along the length of the sample leads to grain growth with a length limited only by the length of the sample.

ПРИМЕР ОСУЩЕСТВЛЕНИЯEXAMPLE OF IMPLEMENTATION

Изобретение иллюстрируется следующими примерами.The invention is illustrated by the following examples.

Изготавливали порошковые сплавы, химический состав которых приведен в таблице 1, где содержание никеля, алюминия, кобальта, ниобия и хрома в металлической матрице указано в мас.%, содержание оксида иттрия Y₂O₃ указано в об.% от общего объема сплава. При этом содержание технологических примесей в сплаве, таких как железо, фосфор, сера, ограничено следующими значениями: железо не более 0,3 мас.%; сера и фосфор не более 0,005 мас.% каждого.Powder alloys were made, the chemical composition of which is shown in Table 1, where the content of nickel, aluminum, cobalt, niobium and chromium in the metal matrix is indicated in wt.%, The content of yttrium oxide Y ₂ O _{3 is} indicated in vol.% Of the total volume of the alloy. The content of technological impurities in the alloy, such as iron, phosphorus, sulfur, is limited by the following values: iron not more than 0.3 wt.%; sulfur and phosphorus not more than 0.005 wt.% each.

Марка сплава-композита: НАИ-ПМ-НР (Никель-Алюминий-Иттрий-Порошковая Металлургия-Направленная Рекристаллизация).Alloy-composite grade: NAI-PM-NR (Nickel-Aluminum-Yttrium-Powder Metallurgy-Directional Recrystallization).

Таблица №1Table number 1 Химический состав исследуемых сплавов-композитов на основе интерметаллида NiAl, упрочненного Y₂O₃ The chemical composition of the studied alloys-composites based on NiAl intermetallic reinforced Y ₂ O ₃ Марка сплаваAlloy grade Мас.%Wt% Об.%About.% Мас.%Wt% AlAl CoCo NbNb CrCr NiNi Y₂O₃ Y ₂ O ₃ Al₂O₃ Al ₂ O ₃ НАИ-ПМ-НР-1NAI-PM-NR-1 27,6027.60 8,508.50 3,203.20 2,502,50 58,2058.20 2,02.0 -- НАИ-ПМ-НР-2NAI-PM-NR-2 29,2029.20 10,7010.70 2,202.20 2,002.00 55,9055.90 2,52.5 -- НАИ-ПМ-НР-3NAI-PM-NR-3 26,826.8 12,2012,20 3,603.60 3,903.90 53,5053.50 2,82,8 -- ПрототипPrototype 23,5-31,523.5-31.5 -- -- -- 61,5-65,561.5-65.5 -- 3,5-153,5-15

В таблице 2 приведена последовательность проведения технологических операций получения порошковых сплавов предложенных составов по предложенному способу (сплавы 1, 2 и 3 типа НАИ-ПМ-НР) и по известной технологии (прототип).Table 2 shows the sequence of technological operations for obtaining powder alloys of the proposed compositions by the proposed method (alloys 1, 2 and 3 of the type NAI-PM-HP) and by known technology (prototype).

Исходный порошок сплава матрицы, полученный гидридно-кальциевым восстановлением, загружают в шаровую мельницу и измельчают до среднего размера частиц менее 10 мкм. На стадии измельчения подшихтовывают порошок Y₂O₃. Продукт помещают в стальные капсулы и экструдируют с коэффициентом вытяжки не менее 15 с температурой подогрева в печи от 1000 до 1200°С. Материал капсулы (стальную оболочку) удаляют с экструдированного полуфабриката механической обработкой (на шлифовальных, токарных или фрезеровальных станках) или химическим травлением. Осуществляют механическую обработку полуфабриката на токарно-фрезерных станках или электроэрозионном оборудовании. Полученную заготовку детали термически обрабатывают в вакуумной или газовой печи: отжиг осуществляли в условиях градиента температуры 1400-1470°С по длине образцов в течение 1 часа.The initial matrix alloy powder obtained by calcium hydride reduction is loaded into a ball mill and ground to an average particle size of less than 10 microns. At the grinding stage, the Y ₂ O ₃ powder is blended. The product is placed in steel capsules and extruded with a drawing coefficient of at least 15 with a heating temperature in the furnace from 1000 to 1200 ° C. The material of the capsule (steel shell) is removed from the extruded semi-finished product by mechanical treatment (on grinding, turning or milling machines) or by chemical etching. Semi-finished product is machined on turning and milling machines or EDM equipment. The resulting workpiece blanks are thermally processed in a vacuum or gas furnace: annealing was carried out under conditions of a temperature gradient of 1400-1470 ° C along the length of the samples for 1 hour.

Образцы полученных сплавов-композитов испытывали на растяжение, длительную прочность и коррозионную стойкость. Данные, полученные в результате испытаний, представлены в таблице 3.Samples of the obtained alloys-composites were tested in tension, long-term strength and corrosion resistance. The data obtained from the tests are presented in table 3.

Наилучшее сочетание свойств получено на образцах, которые содержали 2,0-2,5 об.% Y₂O₃ в виде дисперсных частиц, не образующих конгломераты в матрице из легированного NiAl с гомогенным распределением основных и легирующих элементов, степень вытяжки которых после двукратной экструзии составляла 28%, которые отжигали в условиях градиента температуры 1400-1470°С или 1450-1550°С по длине образцов. Формирующаяся при этом структура с КНЗ 15-40 обеспечивает максимальное сопротивление ползучести и длительную прочность при температурах до 0,8-0,9 Т_пл (К) интерметаллидной матрицы.The best combination of properties was obtained on samples that contained 2.0-2.5 vol.% Y ₂ O ₃ in the form of dispersed particles that do not form conglomerates in a matrix of doped NiAl with a homogeneous distribution of the main and alloying elements, the degree of drawing of which after double extrusion amounted to 28%, which were annealed under a temperature gradient of 1400-1470 ° C or 1450-1550 ° C along the length of the samples. The resulting structure with KNZ 15-40 provides maximum creep resistance and long-term strength at temperatures up to 0.8-0.9 T _PL (K) of the intermetallic matrix.

Таблица №2Table number 2 Способы получения жаропрочных композиционных сплавов на основе интерметаллида NiAlMethods for producing heat-resistant composite alloys based on NiAl intermetallic МаркаMark ПоследовательностьSequence Введение оксидовThe introduction of oxides Компакти-рование, деформацияCompacting, deformation Термическая обработкаHeat treatment СтруктураStructure НАИ-ПМ-НР (1)NAI-PM-HP (1) Порошок сплава заданного состава NiAl (Со, Сr, Nb) получают методом ГКВ*Alloy powder of a predetermined composition NiAl (Co, Cr, Nb) is obtained by the GKV method * Подшихтовка порошком Y₂O₃ на стадии измельчения NiAl (Со, Сr, Nb) до размера <10 мкм в высокоэнергетическом смесителе в течение 10-15 ч; отношение масс шаров и порошка 5,5-15 IV
Размер областей когерентного рассеяния составляет 15 нм, удельная поверхность S_q=5,5 м²/г)Blending with Y ₂ O ₃ powder at the stage of grinding NiAl (Co, Cr, Nb) to a size of <10 μm in a high-energy mixer for 10-15 hours; the ratio of the masses of balls and powder 5.5-15 IV
The size of the coherent scattering regions is 15 nm, the specific surface area S _q = 5.5 m ² / g) Холодное одноосное прессование при давлении 100 МПа заготовки ⌀70 мм. Двукратная экструзия в стальных оболочках на пруток с температуры подогрева 1000 и 1250°С с суммарной степенью вытяжки ~28, удаление стальной оболочкиCold uniaxial pressing at a pressure of 100 MPa of a workpiece ⌀70 mm. Double extrusion in steel shells onto a bar from a heating temperature of 1000 and 1250 ° С with a total degree of drawing ~ 28, removal of the steel shell Направленная рекристаллизация в температурном поле с градиентом температуры в интервале 1470-1570°С (например 1400-1470°С или 1450-1550°С) по длине изделия (пруток, перо лопатки) приводит к росту зерна с длиной, ограниченной длиной образца. Скорость роста направленно рекристаллизованного зерна составляет 2,5 мм/мин.Directed recrystallization in a temperature field with a temperature gradient in the range of 1470-1570 ° C (for example, 1400-1470 ° C or 1450-1550 ° C) along the length of the product (bar, feather of the blade) leads to grain growth with a length limited by the length of the sample. The growth rate of directionally recrystallized grain is 2.5 mm / min. После отжига при 1500-1550°С в прутках формируется квазимонокристаллическая структура: острая аксиальная (100) текстура; Частицы оксидов 15-20 нм. Микроструктура сплавов после HP: крупные вытянутые вдоль направления предшествующей деформации рекристаллизованные зерна с отношением длины зерна к его диаметру I/d=~ 40.After annealing at 1500-1550 ° С, a quasimonocrystalline structure is formed in the rods: acute axial (100) texture; Particles of oxides 15-20 nm. Microstructure of alloys after HP: large recrystallized grains elongated along the direction of previous deformation with a ratio of grain length to its diameter I / d = ~ 40. НАИ-ПМ-НР (2)NAI-PM-HP (2) Порошок заданного состава NiAl (Со, Сr, Nb) ГКВ*Powder of the specified composition NiAl (Co, Cr, Nb); ГКВ * -II--II- НАИ-ПМ-ПР (3)NAI-PM-PR (3) Порошок заданного состава NiAl (Со, Cr. Nb) ГКВ*Powder of the specified composition NiAl (Co, Cr. Nb); ГКВ * -II- степень вытяжки ~15-II- degree of drawing ~ 15 -II--II- Крупные вытянутые вдоль направления предшествующей деформацииLarge elongated along the direction of previous deformation

рекристаллизованные зерна с отношением длины зерна к его диаметру l/d>15recrystallized grains with a ratio of grain length to its diameter l / d> 15 ПрототипPrototype Порошки Ni и Al и лигатура NiAl, полученная ВИП**, и порошок Al₂O₃ (частицы менее 1 мкм)Ni and Al powders and NiAl ligature obtained by VIP **, and Al ₂ O ₃ powder (particles less than 1 μm) Смешивание исходных порошков Ni, Al, лигатуры NiAl и Аl₂O₃ в высокоэнергетическом смесителе в течение 30 ч; формирование путем механического легирования (МЛ) порошка сплава NiAl+Al₂O₃.Mixing the initial powders of Ni, Al, ligatures NiAl and Al ₂ O ₃ in a high-energy mixer for 30 hours; formation by mechanical alloying (ML) of a powder of an alloy of NiAl + Al ₂ O ₃ . Засыпка смеси порошков в стальную обойму, герметизация, экструзия с вытяжкой 17 при 1100°С, удаление обоймыFilling a mixture of powders into a steel cage, sealing, extrusion with a hood 17 at 1100 ° C, removing the cage Равноосная рекристаллизация (РР): Отжиг в вакууме при 1350°С 1 чEquiaxial Recrystallization (PP): Annealing in vacuum at 1350 ° C for 1 h Равноосная структура NiAl с 3,5-15 мас.% частиц Al₂O₃ размером до 1 мкмThe equiaxed structure of NiAl with 3.5-15 wt.% Particles of Al ₂ O ₃ up to 1 μm in size Примечание: ГКВ* - гидридно-кальциевое восстановление, любое соотношение основных и легирующих компонентов в частице ИМ; ВИП** - вакуумно-индукционный переплавNote: STB * - calcium hydride reduction, any ratio of the main and alloying components in the MI particle; VIP ** - vacuum induction remelting

Свойства порошковых жаропрочных сплавов НАИ-1-ПМ-НР, НАИ-2-ПМ-НР и НАИ-3-ПМ-НР на основе интерметаллида NiAl, полученных по предложенному способу, с вытяжкой при экструзии 28% (I) и 15% (II) и по способу-прототипу.Properties of powder heat-resistant alloys NAI-1-PM-HP, NAI-2-PM-HP and NAI-3-PM-HP based on NiAl intermetallic obtained by the proposed method, with an extrusion hood of 28% (I) and 15% ( II) and the prototype method.

Таблица №3Table number 3 СплавAlloy Способ получения, деформации и обработкиThe method of obtaining, deformation and processing Предел прочности, σ_в, МПа, при температурах, °СStrength, σ _in , MPa, at temperatures, ° C Длительная прочность за 100 ч (σ_в, МПа) при температурах, °СLong-term strength for 100 hours (σ _in , MPa) at temperatures, ° С 10001000 11001100 12001200 13001300 14001400 11001100 12001200 13001300 14001400 НАИ-ПМ-НР (1)NAI-PM-HP (1) II 260260 190190 165165 145145 120120 7070 50fifty 3535 20twenty НАИ-ПМ-НР (2)NAI-PM-HP (2) II 265265 190190 170170 150150 130130 7575 6060 4545 3535 IIII 250250 180180 155155 135135 110110 6868 4848 3333 18eighteen НАИ-ПМ-НР (3)NAI-PM-HP (3) IIII 245245 175175 150150 130130 100one hundred 6565 4747 30thirty 1717 ПрототипPrototype 150-180150-180 100-130100-130

Claims

1. Heat-resistant powder composite material based on NiAl intermetallic, consisting of an alloy of a matrix containing aluminum and nickel and a hardening phase evenly distributed in it, characterized in that it contains Y ₂ O ₃ in an amount of 2.0-2 as a hardening phase , 8 vol.%, And the matrix alloy additionally contains cobalt, niobium and chromium in the following ratio of components, wt.%:
aluminum 26.8-29.2 cobalt 8.5-12.2 niobium 2.2-3.6 chromium 2.0-3.9 nickel 53.5-58.2

2. The composite material according to claim 1, characterized in that it has a quasimonocrystalline structure with a ratio of grain length to its cross section of at least 15.

3. The composite material according to claim 1 or 2, characterized in that the hardening phase Y ₂ O ₃ has a size of 15-20 nm.

4. A method of obtaining a heat-resistant powder composite material based on NiAl intermetallic compound, comprising mixing the matrix alloy powders and the hardening phase, extruding the mixture in a capsule, removing the capsule material from the extruded preform and annealing, characterized in that calcium alloy hydride is preliminarily reduced by the matrix alloy powder with the following content of components, wt.%:
aluminum 26.8-29.2 cobalt 8.5-12.2 niobium 2.2-3.6 chromium 2.0-3.9 nickel 53.5-58.2

mixing is carried out with simultaneous grinding of the alloy powder to a size of less than 10 μm, while Y ₂ O ₃ powder is introduced as a hardening phase in an amount of 2.0-2.8 vol.% of the volume of the composite material, extrusion is carried out at a temperature of 1100-1200 ° C with a drawing coefficient of more than 15, and annealing is carried out at a temperature above 0.8 T _{pl of the} matrix alloy with a temperature gradient along the length of the extruded billet.

5. The method according to claim 4, characterized in that the annealing is carried out for 1 hour

6. The method according to claim 4, characterized in that the annealing is carried out in a vacuum or gas atmosphere.

7. The method according to any one of claims 4 to 6, characterized in that after removal of the capsule material, the extruded billet is machined.

8. The method according to any one of claims 4 to 6, characterized in that the annealing is carried out with a temperature gradient along the length of the extruded billet from 1400 to 1470 ° C.

9. The method according to any one of claims 4 to 6, characterized in that the annealing is carried out with a temperature gradient along the length of the extruded billet from 1450 to 1550 ° C.