RU2466201C2 - Титаналюминидные сплавы - Google Patents
Титаналюминидные сплавы Download PDFInfo
- Publication number
- RU2466201C2 RU2466201C2 RU2008149177/02A RU2008149177A RU2466201C2 RU 2466201 C2 RU2466201 C2 RU 2466201C2 RU 2008149177/02 A RU2008149177/02 A RU 2008149177/02A RU 2008149177 A RU2008149177 A RU 2008149177A RU 2466201 C2 RU2466201 C2 RU 2466201C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- phase
- aluminum
- intermediate product
- alloy according
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/045—Alloys based on refractory metals
- C22C1/0458—Alloys based on titanium, zirconium or hafnium
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/047—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy comprising intermetallic compounds
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
- C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon
- C22F1/183—High-melting or refractory metals or alloys based thereon of titanium or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, в частности, сплавам на основе титаналюминидов, предпочтительно на основе γ(TiAl), полученных порошковой или пирометаллургией. Сплав, содержащий титан, от 38 до 46 ат.% алюминия и от 5 до 10 ат.% ниобия и имеющий структуру, включающую композитные пластинки, содержащие поочередно сформированные В19-фазу и β-фазу при их объемном соотношении от 0,05:1 до 20:1, окруженные пластинчатыми структурами типа γ-TiAl в количестве более 10 объемных процентов от объема всего сплава, причем пластинчатые структуры типа γ-TiAl содержат фазу α2-Ti3Аl, количество которой составляет вплоть до 20 объемных процентов от объема всего сплава. Способ получения сплава, содержащего титан, включает обеспечение промежуточного продукта с составом сплава, содержащим титан, от 38 до 46 ат.% алюминия и от 5 до 10 ат.% ниобия, и термообработку промежуточного продукта путем нагрева при температуре свыше 900°С в течение более чем шестидесяти минут и последующего охлаждения со скоростью более 0,5°С в минуту. Сплавы характеризуются высокими прочностью и сопротивлением ползучести при одновременно высоких пластичности и вязкости разрушения. 2 н. и 18 з.п. ф-лы, 4 ил., 1 пр.
Description
Изобретение относится к сплавам на основе титаналюминидов, в частности, полученных при применении методов порошковой или пирометаллургии, предпочтительно на основе γ(TiAl).
Титаналюминидные сплавы отличаются низкой плотностью, высокой прочностью и хорошей коррозионной стойкостью. В твердом состоянии они имеют домены с гексагональной (α), двухфазной структурой (α+β), а также кубической объемноцентрированной β-фазой и/или γ-фазой.
Для промышленной практики интересны, в частности, сплавы, которые основаны на интерметаллической фазе γ(TiAl) с тетрагональной структурой и которые помимо основной фазы γ(TiAl) содержат также меньшие количества интерметаллической фазы α2(Ti3Al) с гексагональной структурой. Эти γ-титаналюминидные сплавы отличаются такими свойствами, как низкая плотность (3,85-4,2 г/см3), высокие модули упругости, высокие прочность и сопротивление ползучести вплоть до 700°C, что делает их привлекательными в качестве легких конструкционных материалов для высокотемпературных применений. Примерами таких применений являются лопатки турбин в двигательных установках летательных аппаратов (самолетов) и в стационарных газовых турбинах, клапаны двигателей, а также вентиляторов горячих газов.
В технически важной области сплавов с содержанием алюминия между 45 ат.% и 49 ат.% при кристаллизации из расплава и при последующем остывании происходит ряд фазовых превращений. Кристаллизация может проходить либо полностью через образование смешанного β-кристалла с кубической объемноцентрированной структурой (высокотемпературная фаза), либо через две перитектические реакции, в которых участвуют смешанный α-кристалл с гексагональной структурой и γ-фаза.
Кроме того, известно, что алюминий в γ-титаналюминидных сплавах приводит к повышению пластичности и стойкости к окислению. Кроме того, элемент ниобий (Nb) приводит к повышению прочности, сопротивления ползучести, стойкости к окислению, а также пластичности. С практически не растворимым в γ-фазе элементом бором можно достичь измельчения зерна как в литом состоянии, так и после пластического деформирования с последующей термической обработкой в α-области. Повышенная доля β-фазы в структуре из-за низкого содержания алюминия и высоких концентраций β-стабилизирующих элементов может привести к более грубой дисперсии этой фазы и вызывает ухудшение механических свойств.
Механические свойства γ-титаналюминидных сплавов из-за их поведения при деформации и разрушении, а также из-за структурной анизотропии предпочтительно получаемых пластинчатых структур или дуплексных структур являются сильно анизотропными. Для целенаправленной регулировки структуры и текстуры при изготовлении деталей из титаналюминидов применяются способы литья, различные способы порошковой металлургии и способы пластического деформирования, а также комбинации этих способов изготовления.
Помимо этого, из документа EP 1015650 B1 известен титаналюминидный сплав, который имеет структурно и химически однородное строение. При этом главные фазы γ(TiAl) и α2(Ti3Al) являются тонкодисперсно распределенными. Описанный там титаналюминидный сплав с содержанием алюминия 45 ат.% отличается необыкновенно хорошими механическими свойствами и высокотемпературными свойствами.
Титаналюминиды на основе γ(TiAl) характеризуются обычно относительно высокой прочностью, высокими модулями упругости, хорошими стойкостью к окислению и сопротивлением ползучести при одновременно более низкой плотности. Благодаря этим свойствам TiAl-ные сплавы должны применяться как высокотемпературные материалы. Такому применению сильно мешают очень низкая пластическая деформируемость и низкая вязкость разрушения. При этом прочность и деформируемость, как и у многих других материалов, ведут себя противоположно друг другу. Из-за этого даже технически интересные высокопрочные сплавы часто являются особо хрупкими. Для устранения этих очень отрицательных свойств были проведены обширные исследования для оптимизации структуры.
Разработанные до настоящего времени структурные типы можно грубо разделить на a) равноосную гамма-структуру, b) дуплексную структуру и c) пластинчатую структуру. Современный уровень разработок обстоятельно представлен, например, в работах:
- Y.-W. Kim, D.M. Dimiduk, в Structural Intermetallics 1997, Eds. M.V. Nathal, R. Darolia, CT. Liu, P.L Martin, D.B. Miracle, R. Wagner, M. Yamaguchi, TMS, Warrendale PA, 1996, S. 531.
- M. Yamaguchi, H. Inui, K. Ito, Acta mater. 48 (2000), S. 307.
До сих пор структуру титаналюминидов измельчали прежде всего добавками бора, которые ведут к образованию боридов титана (ср. T.T. Cheng, в: Gamma Titanium Aluminides 1999, Eds. Y.-W. Kim, D.M. Dimiduk, M.H. Loretto, TMS, Warrendale PA, 1999, S. 389, а также Y.-W. Kim, D.M. Dimiduk, в: Structural Intermetallics 2001, Eds. K.J. Hemker, D.M. Dimiduk, H. Clemens, R. Darolia, H. Inui, J.M. Larsen, V.K. Sikka, M. Thomas, J.D. Whittenberger, TMS, Warrendale PA, 2001, S. 625).
Для дальнейшего измельчения и упрочнения структуры эти сплавы чаще всего подвергают нескольким высокотемпературным деформирующим обработкам путем экструдирования или ковки. Здесь следует дополнительно сослаться на следующие публикации:
Исходя из этого уровня техники, в основе настоящего изобретения стоит задача разработать титаналюминидный сплав с тонкой морфологией структуры, в частности, в нанометровом диапазоне. Кроме того, задача состоит в том, чтобы предоставить деталь с однородным сплавом.
Эта задача решается интерметаллическим соединением или сплавом на основе титаналюминидов, в частности, полученных при применении методов порошковой или пирометаллургии, предпочтительно на основе γ(TiAl), следующего состава:
Ti-(от 38 до 42 ат.%) Al-(от 5 до 10 ат.%) Nb,
причем этот состав имеет композитную пластинчатую структуру с B19-фазой и β-фазой в каждой пластинке, при этом отношение, в частности объемное отношение, B19-фазы и β-фазы в каждой пластинке составляет между 0,05 и 20, в частности между 0,1 и 10.
Было показано, что композитные пластинчатые структуры у такого интерметаллического соединения получены или присутствуют с масштабом структур в нанометровом диапазоне, причем пластинчатоподобные образования или модулированные пластинки сформированы из кристаллографически различающихся, поочередно образованных B19-фазы и β-фазы. При этом полученные композитные пластинчатые структуры по большей части окружены γ-TiAl.
Подобные композитные пластинчатые структуры могут быть получены в сплавах посредством известных технологий изготовления, т.е. литья, пластического деформирования и порошковых технологий. Эти сплавы отличаются крайне высокими прочностью и сопротивлением ползучести при одновременно высоких пластичности и вязкости разрушения.
В качестве дополнительных (независимых), а также самостоятельных решений задачи предлагаются сплавы на основе титаналюминидов, в частности, полученных при применении методов порошковой или пирометаллургии, предпочтительно на основе γ(TiAl), причем отдельный сплав имеет следующий состав:
Каждый из указанных титаналюминидных сплавов может необязательно содержать добавки бора и/или углерода, причем в одном варианте реализации состав указанных сплавов или интерметаллических соединений по выбору содержит соответственно (от 0,1 до 1 ат.%) B (бора) и/или (от 0,1 до 1 ат.%) C (углерода). За счет этого и так уже тонкая структура сплава становится еще более тонкой (т.е. измельчается).
В рамках изобретения в указанных составах сплавов остальное составляют титан и неизбежные примеси.
Таким образом, согласно изобретению предоставляются сплавы, которые подходят в качестве легких конструкционных материалов для высокотемпературных применений, таких как, например, лопатки турбин или конструктивные элементы двигателей и турбин.
Сплавы по изобретению получают при применении металлургических методов или технологий литья, пирометаллургических методов, методов порошковой металлургии или при применении этих методов в комбинации с технологиями обработки давлением.
Сплавы по изобретению отличаются тем, что они имеют очень тонкую микроструктуру и высокие прочность и сопротивление ползучести при одновременно хороших пластичности и вязкости разрушения, в частности, по сравнению со сплавами без композитных пластинчатых структур по изобретению.
Известно, что титаналюминидные сплавы с содержанием алюминия в 38-45 ат.% и дополнительными добавками, например, тугоплавких элементов содержат относительно большую объемную долю β-фазы, которая может находиться также в упорядоченной форме как B2-фаза. Кристаллографические решетки обеих этих фаз являются механически неустойчивыми по отношению к процессам однородного сдвига, что может привести к трансформациям решетки. Это свойство объясняется главным образом анизотропным соотношением связей и симметрией кубической объемноцентрированной решетки. Тем самым сильно выражена склонность β- или B2-фазы к трансформации решетки. В результате сдвиговых превращений кубической объемноцентрированной решетки β- или B2-фазы могут образовываться различные орторомбические фазы, к которым относятся, в частности, фазы B19 и B33.
Изобретение основано на идее использовать эти трансформации решетки из-за сдвиговых превращений для дополнительного измельчения микроструктуры титаналюминидных сплавов по изобретению. Такой способ для титаналюминидных сплавов в научной литературе до настоящего времени был неизвестен. Кроме того, у вышеописанных сплавов по изобретению благодаря сдвиговым превращениям предотвращается появление хрупких фаз, таких как ω, ω' и ω", которые очень вредны для механических свойств материала.
Существенное преимущество сплавов по изобретению состоит в том, что измельчение структуры сплавов достигается без добавления измельчающих зерно или измельчающих структуру элементов или добавок, таких, например, как бор (B), и, следовательно, эти сплавы не содержат никаких боридов. Так как встречающиеся в TiAl-ных сплавах бориды являются хрупкими, они, начиная с определенного содержания, ведут к охрупчиванию TiAl-ых сплавов и обычно являются в борсодержащих сплавах потенциальными зародышами трещин.
Далее, эти сплавы отличаются тем, что соответствующий состав содержит композитные пластинчатые структуры с B19-фазой и β-фазой в каждой пластинке, причем пластинки окружены TiAl-γ-фазой.
В частности, отношение, в частности, объемное отношение, B19-фазы и β-фазы в каждой пластинке составляет между 0,05 и 20, в частности, между 0,1 и 10. Кроме того, отношение, в частности объемное отношение, B19-фазы и β-фазы в каждой пластинке составляет между 0,2 и 5, в частности между 0,25 и 4. Предпочтительно отношение, в частности объемное отношение, B19-фазы и β-фазы в каждой пластинке составляет между (1/3) и 3, в частности между 0,5 и 2. Кроме того, особенно тонкая структура в составе сплава отличается тем, что отношение, в частности объемное отношение, B19-фазы и β-фазы в каждой пластинке составляет между 0,75 и 1,25, в частности, между 0,8 и 1,2, предпочтительно между 0,9 и 1,1.
Кроме того, в одном усовершенствованном варианте сплава по изобретению возможно, чтобы пластинки композитной пластинчатой структуры были окружены пластинками γ(TiAl)-типа, предпочтительно с обеих сторон пластинки.
Далее, эти сплавы отличаются тем, что пластинки композитной пластинчатой структуры имеют объемную долю более 10%, предпочтительно более 20%, от всего сплава.
Кроме того, эта тонкая пластинчатоподобная структура в композитных структурах остается неизменной, когда пластинки композитной пластинчатой структуры TiAl содержат фазу α2-Ti3Al с долей вплоть до 20%, причем, в частности, (объемное) отношение B19-фазы и β-фазы в пластинках остается неизменным и постоянным.
Сплавы по изобретению подходят в качестве высокотемпературных легких конструкционных материалов для деталей, которые подвергаются воздействию температур вплоть до 800°C.
Кроме того, задача решается способом получения вышеописанного сплава при применении технологий порошковой или пирометаллургии, причем после получения сплава в виде промежуточного продукта проводят дополнительную термообработку этого промежуточного продукта при температурах выше 900°C, предпочтительно выше 1000°C, в частности при температурах между 1000°C и 1200°C, в течение заданного периода времени более 60 минут, предпочтительно более 90 минут, а затем термообработанный сплав охлаждают с заданной скоростью охлаждения более 0,5°C в минуту.
В частности, термообработанный сплав охлаждают с заданной скоростью охлаждения от 1°C в минуту до 20°C в минуту, предпочтительно до 10°C в минуту.
Далее, задача изобретения решается деталью, которая изготовлена из сплава по изобретению, причем, в частности, сплав получен методами или технологиями порошковой или пирометаллургии. С помощью сплавов на основе интерметаллического соединения типа γ-TiAl получают легкие (высокотемпературные) материалы или детали для использования или для применения в тепловых силовых машинах, таких как двигатели внутреннего сгорания, газовые турбины, авиационные двигатели.
Кроме того, еще одно решение задачи состоит в применении описанного выше сплава по изобретению для изготовления детали. Во избежание повторений настоятельно отсылаем к вышеприведенным вариантам осуществления.
Сплавы по изобретению с вышеописанными составами предпочтительно получают путем применения обычных металлургических методов литья или с помощью известных самих по себе технологий порошковой металлургии и могут обрабатываться, например, горячей ковкой, горячим прессованием или горячим выдавливанием и горячей прокаткой.
Далее на примере сплава по изобретению с составом Ti-42 ат.% Al-8,5 ат.% Nb показаны композитные пластинчатые структуры.
Фиг. 1a показывает полученный с помощью просвечивающего электронного микроскопа снимок структуры сплава. Обзорный снимок на фиг. 1 показывает, что композитные пластинчатые структуры, обозначенные на фиг. 1 буквой T, имеют полосчатый контраст относительно структур, окружающих структуру γ-фазы.
Фиг. 1b показывает снимок структуры сплава с большим увеличением, на котором видно, что модулированные композитные пластинчатые структуры (позиции T) окружены γ-фазой или встроены в γ-фазу.
Показанные на фиг. 1a и 1b структуры получены или отрегулированы экструдированием.
На фиг. 1c показана литая структура такого же сплава (Ti-42 ат.% Al-8,5 ат.% Nb), в котором также образована композитная пластинчатая структура (позиции T), которая окружена γ-фазой.
Фиг. 2a показывает изображение с высоким разрешением атомарного строения композитных пластинчатых структур над γ-фазой. Композитные пластинчатые структуры состоят из упорядоченной B19-фазы и неупорядоченной β-фазы, которая граничит с γ-фазой (в нижней области). Из снимка на фиг. 2a видно, что композитные пластинчатые структуры содержат обе кристаллографически различающиеся фазы B19 и β/B2, которые расположены на расстояниях нескольких нанометров. Композитные пластинчатые структуры содержат фазы B19 и β, которые обе считаются пластичными. Объемное отношение B19-фазы и β-фазы в одной композитной пластинчатой структуре составляет от 0,8 до 1,2. Благодаря пластичным фазам B19 и β структура состоит по существу из хорошо деформирующихся пластинок, которые встроены в хрупкую относительно них γ-фазу.
На фиг. 2b показана иллюстрация структуры B19 с увеличенным разрешением. Соответствующая дифрактограмма, которая была рассчитана из показанного на фиг. 2b участка и которая характерна для структуры B19, представлена на фиг. 2c.
На фиг. 3 показан электронно-микроскопический снимок трещины C в вышеуказанном сплаве. При этом из этого снимка следует, что трещина C отклоняется от модулированной композитной пластинчатой структуры (T) и что композитные пластинчатые структуры образуют связки, которые могут перемыкать края трещины. Такое поведение заметно отличается от развития трещин в известных до сих пор Ti-Al-ных сплавах, у которых в рассматриваемом здесь микроскопическом масштабе происходит хрупкое разрушение. У сплава по изобретению благодаря образовавшимся композитным пластинчатым структурам развитие трещины предотвращается.
Важную для технических применений вязкость разрушения структур определяли с помощью образцов с шевронным надрезом в испытании на изгиб при различных температурах. Записанная самописцем кривая такого испытания представлена на фиг. 4. На этой кривой явно видны отмеченные стрелками зубцы, которые указывают на то, что в ходе нагружения образца время от времени происходит развитие трещин, которое, однако, вновь и вновь останавливается. Такое поведение типично для сплавов, которые состоят из хрупкой фазы (γ-фазы), в которую встроены относительно пластичные фазы B19 и β.
Сплавы по изобретению могут быть получены по известным для TiAl-ных сплавов технологиям, т.е. посредством пирометаллургии, технологий обработки давлением и порошковой металлургии. Например, сплавы плавят в электродуговой печи и несколько раз переплавляют, а затем подвергают термообработке. Кроме того, для их получения можно также применять технологические приемы, известные для получения черновых слитков из TiAl-ных сплавов: вакуумно-дуговую плавку, индукционную плавку или плазменную плавку. При необходимости после кристаллизации чернового отлитого материала могут быть применены горячее изостатическое прессование в качестве способа уплотнения при температурах от 900°C до 1300°C, или термическая обработка в диапазоне температур от 700°C до 1400°C, или комбинация этих обработок, чтобы закрыть поры и отрегулировать микроструктуру в материале.
Claims (20)
1. Сплав, содержащий титан, от 38 до 46 ат.% алюминия и от 5 до 10 ат.% ниобия и имеющий структуру, включающую композитные пластинки, содержащие поочередно сформированные В19-фазу и β-фазу при их объемном соотношении от 0,05:1 до 20:1, окруженные пластинчатыми структурами типа γ-TiAl в количестве более 10 об.% от объема всего сплава, причем пластинчатые структуры типа γ-TiAl содержат фазу α2-Ti3Al, количество которой составляет вплоть до 20 об.% от объема всего сплава.
2. Сплав по п.1, содержащий от 38 до 42 ат.% алюминия.
3. Сплав по п.1, содержащий от 38,5 до 42,5 ат.% алюминия и от 0,5 до 5 ат.% хрома.
4. Сплав по п.1, содержащий от 39 до 43 ат.% алюминия и от 0,5 до 5 ат.% циркония.
5. Сплав по п.1, содержащий от 40 до 45 ат.% алюминия и от 0,5 до 5 ат.% тантала.
6. Сплав по п.1, содержащий от 41 до 45 ат.% алюминия и от 0,1 до 1 ат.% лантана, скандия или иттрия.
7. Сплав по п.1, содержащий от 41 до 45 ат.% алюминия и от 0,5 до 5 ат.% ванадия.
8. Сплав по п.1, содержащий от 41 до 44,5 ат.% алюминия и от 0,5 до 5 ат.% железа или молибдена.
9. Сплав по п.1, содержащий от 41 до 46 ат.% алюминия и от 0,5 до 5 ат.% вольфрама.
10. Сплав по п.1, содержащий от 42 до 46 ат.% алюминия и от 0,5 до 5 ат.% марганца.
11. Сплав по любому из пп.1-10, содержащий от 0,1 до 1 ат.% бора или от 0,1 до 1 ат.% углерода, или же и от 0,1 до 1 ат.% бора, и от 0,1 до 1 ат.% углерода.
12. Сплав по любому из пп.1-10, причем этот сплав содержит композитные пластинки, содержащие В19-фазу и β-фазу в объемном отношении между 0,2:1 и 5:1.
13. Сплав по любому из пп.1-10, причем этот сплав содержит композитные пластинки, содержащие В19-фазу и β-фазу в объемном отношении между 1:3 и 3:1.
14. Сплав по любому из пп.1-10, причем этот сплав содержит композитные пластинки, содержащие В19-фазу и β-фазу в объемном отношении между 0,75:1 и 1,25:1.
15. Способ получения сплава, содержащего титан, от 38 до 46 ат.% алюминия и от 5 до 10 ат.% ниобия, включающий обеспечение промежуточного продукта с указанным составом сплава, и термообработку промежуточного продукта путем нагрева при температуре свыше 900°С в течение более чем 60 мин и последующего охлаждения со скоростью более 0,5°С в мин с получением структуры сплава, включающей композитные пластинки, содержащие поочередно сформированные В19-фазу и β-фазу при их объемном соотношении от 0,05:1 до 20:1, окруженные пластинчатыми структурами типа γ-TiAl в количестве более 10 об.% от объема всего сплава, причем пластинчатые структуры типа γ-TiAl содержат фазу α2-Ti3Al, количество которой составляет вплоть до 20 об.% от объема всего сплава.
16. Способ по п.15, в котором термообработка включает нагрев промежуточного продукта при температуре свыше 1000°С.
17. Способ по п.15, в котором термообработка включает нагрев промежуточного продукта при температуре между 1000°С и 1200°С.
18. Способ по п.15, в котором термообработка включает нагрев промежуточного продукта при упомянутой температуре свыше 900°С в течение более чем 90 мин.
19. Способ по любому из пп.15-18, включающий в себя охлаждение промежуточного продукта со скоростью от 1°С в мин до 20°С в мин.
20. Способ по любому из пп.15-18, включающий в себя охлаждение промежуточного продукта со скоростью от 1°С в мин до 10°С в мин.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE102007060587A DE102007060587B4 (de) | 2007-12-13 | 2007-12-13 | Titanaluminidlegierungen |
DE102007060587.2 | 2007-12-13 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2008149177A RU2008149177A (ru) | 2010-06-20 |
RU2466201C2 true RU2466201C2 (ru) | 2012-11-10 |
Family
ID=40527708
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2008149177/02A RU2466201C2 (ru) | 2007-12-13 | 2008-12-12 | Титаналюминидные сплавы |
Country Status (10)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US20090151822A1 (ru) |
EP (3) | EP2423341B1 (ru) |
JP (1) | JP5512964B2 (ru) |
KR (1) | KR20090063173A (ru) |
CN (1) | CN101457314B (ru) |
BR (1) | BRPI0806979A2 (ru) |
CA (1) | CA2645843A1 (ru) |
DE (1) | DE102007060587B4 (ru) |
IL (1) | IL195756A0 (ru) |
RU (1) | RU2466201C2 (ru) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2502824C1 (ru) * | 2012-11-13 | 2013-12-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Способ термообработки отливок из сплавов на основе гамма алюминида титана |
RU2633135C1 (ru) * | 2016-11-11 | 2017-10-11 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Интерметаллический сплав на основе TiAl |
Families Citing this family (45)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2009215631A (ja) * | 2008-03-12 | 2009-09-24 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | TiAl基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼 |
DE102009050603B3 (de) * | 2009-10-24 | 2011-04-14 | Gfe Metalle Und Materialien Gmbh | Verfahren zur Herstellung einer β-γ-TiAl-Basislegierung |
WO2012041276A2 (de) | 2010-09-22 | 2012-04-05 | Mtu Aero Engines Gmbh | Warmfeste tial-legierung |
DE102011110740B4 (de) * | 2011-08-11 | 2017-01-19 | MTU Aero Engines AG | Verfahren zur Herstellung geschmiedeter TiAl-Bauteile |
EP2620517A1 (de) | 2012-01-25 | 2013-07-31 | MTU Aero Engines GmbH | Warmfeste TiAl-Legierung |
US20130248061A1 (en) * | 2012-03-23 | 2013-09-26 | General Electric Company | Methods for processing titanium aluminide intermetallic compositions |
CN103320648B (zh) * | 2012-03-24 | 2017-09-12 | 通用电气公司 | 铝化钛金属间组合物 |
US10597756B2 (en) | 2012-03-24 | 2020-03-24 | General Electric Company | Titanium aluminide intermetallic compositions |
KR101261885B1 (ko) * | 2012-07-25 | 2013-05-06 | 한국기계연구원 | 베타-감마상을 포함하는 층상 구조의 타이타늄-알루미늄계 합금 |
DE102012222745A1 (de) | 2012-12-11 | 2014-06-12 | MTU Aero Engines AG | Einkristalline Turbinenschaufel aus Titanaluminid |
WO2014115921A1 (ko) * | 2013-01-23 | 2014-07-31 | 한국기계연구원 | 고온강도 및 내산화성이 향상된 타이타늄-알루미늄계 합금 |
US10179377B2 (en) | 2013-03-15 | 2019-01-15 | United Technologies Corporation | Process for manufacturing a gamma titanium aluminide turbine component |
CN103484701B (zh) * | 2013-09-10 | 2015-06-24 | 西北工业大学 | 一种铸造钛合金晶粒细化的方法 |
CN103773981B (zh) * | 2013-12-25 | 2016-06-29 | 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 | 一种高Nb-TiAl基合金的熔炼方法 |
CN103820697B (zh) * | 2014-03-10 | 2016-08-17 | 北京工业大学 | 一种多元合金化β相凝固高Nb-TiAl合金及其制备方法 |
CN103820672B (zh) * | 2014-03-12 | 2017-05-03 | 北京工业大学 | 一种Cr、Mn合金化β相凝固高Nb‑TiAl合金及其制备方法 |
CN103820674B (zh) * | 2014-03-12 | 2016-05-25 | 北京工业大学 | 一种W、Mn合金化β相凝固高Nb-TiAl合金及其制备方法 |
CN103820677B (zh) * | 2014-03-12 | 2016-03-02 | 北京工业大学 | 一种含Mn高Nb新型β-γTiAl金属间化合物材料及其制备方法 |
CN103820675A (zh) * | 2014-03-12 | 2014-05-28 | 北京工业大学 | 一种含V高Nb新型β-γTiAl金属间化合物材料及其制备方法 |
CN103834844B (zh) * | 2014-03-12 | 2016-08-24 | 北京工业大学 | 一种V、Mn合金化β相凝固高Nb-TiAl合金及其制备方法 |
JP6439287B2 (ja) * | 2014-06-18 | 2018-12-19 | 株式会社デンソー | 運転支援装置、運転支援方法、画像補正装置、画像補正方法 |
RU2592657C2 (ru) * | 2014-12-29 | 2016-07-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Жаропрочный сплав на основе титана и изделие, выполненное из него |
RU2621500C1 (ru) * | 2015-12-21 | 2017-06-06 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Интерметаллический сплав на основе TiAl |
CN105441715A (zh) * | 2015-12-29 | 2016-03-30 | 青岛博泰美联化工技术有限公司 | 一种汽车增压涡轮 |
CN105624465A (zh) * | 2015-12-29 | 2016-06-01 | 青岛博泰美联化工技术有限公司 | 一种汽车发动机叶片 |
EP3249064A1 (de) | 2016-05-23 | 2017-11-29 | MTU Aero Engines GmbH | Additive fertigung von hochtemperaturbauteilen aus tial |
CN105970026A (zh) * | 2016-05-31 | 2016-09-28 | 黄河科技学院 | 一种轻质合金材料及其制备方法 |
CN106148739B (zh) * | 2016-06-29 | 2018-02-06 | 西安西工大超晶科技发展有限责任公司 | 一种含铌Ti3Al合金铸锭的制备方法 |
CN109312427B (zh) | 2016-09-02 | 2020-12-15 | 株式会社Ihi | TiAl合金及其制造方法 |
CN106367633A (zh) * | 2016-09-12 | 2017-02-01 | 江苏大学 | 高抗酸蚀La2O3微合金化的TiAl基合金 |
CN106367624B (zh) * | 2016-09-12 | 2017-10-13 | 江苏大学 | 高抗酸蚀Y微合金化TiAl基合金 |
KR101888049B1 (ko) | 2016-12-14 | 2018-08-13 | 안동대학교 산학협력단 | 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-Fe계 합금의 제조방법 |
KR101890642B1 (ko) | 2016-12-14 | 2018-08-22 | 안동대학교 산학협력단 | 파괴 인성 및 크리프 저항성이 향상된 Ti-Al-Nb-V계 합금의 제조방법 |
US20180230822A1 (en) * | 2017-02-14 | 2018-08-16 | General Electric Company | Titanium aluminide alloys and turbine components |
CN107034384A (zh) * | 2017-04-26 | 2017-08-11 | 东北大学 | 一种热变形加工能力优异的低成本钛铝基合金 |
CN107475595A (zh) * | 2017-07-10 | 2017-12-15 | 江苏鑫龙化纤机械有限公司 | 一种聚乙烯纤维干热牵伸箱电加热管用合金材料 |
CN107699738A (zh) * | 2017-09-29 | 2018-02-16 | 成都露思特新材料科技有限公司 | 一种细晶TiAl合金及其制备方法、航空发动机、汽车 |
JP7197597B2 (ja) * | 2017-11-24 | 2022-12-27 | コリア インスティテュート オブ マテリアルズ サイエンス | 高温特性に優れた3dプリンティング用チタン-アルミニウム系合金及びその製造方法 |
KR102095463B1 (ko) * | 2018-05-24 | 2020-03-31 | 안동대학교 산학협력단 | 우수한 고온 성형성을 가지는 TiAl계 합금 및 이를 이용한 TiAl계 합금 부재의 제조방법 |
JP7233659B2 (ja) | 2019-03-18 | 2023-03-07 | 株式会社Ihi | 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法並びに鍛造体 |
EP3974551B1 (en) * | 2019-05-23 | 2023-12-13 | IHI Corporation | Tial alloy and method of manufacturing the same |
CN110438369A (zh) * | 2019-09-18 | 2019-11-12 | 大连大学 | 一种高硬度、高氧化性Ti-Al-Nb-Re合金的制备方法 |
EP4299776A1 (en) | 2021-04-16 | 2024-01-03 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Tial alloy for forging, tial alloy material, and method for producing tial alloy material |
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 |
CN115261657B (zh) * | 2022-08-03 | 2023-02-28 | 南京铖联激光科技有限公司 | 高温合金的制备方法及其制备装置 |
Family Cites Families (23)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2734794B2 (ja) * | 1991-03-15 | 1998-04-02 | 住友金属工業株式会社 | Ti−Al系金属間化合物基合金の製造方法 |
JP3310680B2 (ja) * | 1991-09-25 | 2002-08-05 | 三菱重工業株式会社 | 金属間化合物基耐熱合金 |
CN1023133C (zh) * | 1991-12-31 | 1993-12-15 | 北京科技大学 | 铌钛铝系金属间化合物耐热高温材料 |
JPH05320791A (ja) * | 1992-05-15 | 1993-12-03 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ti−Al系金属間化合物合金 |
DE4224867A1 (de) * | 1992-07-28 | 1994-02-03 | Abb Patent Gmbh | Hochwarmfester Werkstoff |
JPH06116692A (ja) * | 1992-10-05 | 1994-04-26 | Honda Motor Co Ltd | 高温強度の優れたTiAl系金属間化合物およびその製造方法 |
JPH06116691A (ja) * | 1992-10-05 | 1994-04-26 | Mitsubishi Materials Corp | TiAl金属間化合物系Ti合金の熱処理法 |
US5296056A (en) * | 1992-10-26 | 1994-03-22 | General Motors Corporation | Titanium aluminide alloys |
JPH06346173A (ja) * | 1993-06-11 | 1994-12-20 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ti−Al系金属間化合物基合金 |
JPH07197154A (ja) * | 1994-01-10 | 1995-08-01 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | TiAl系合金及びその製法 |
JP3332615B2 (ja) * | 1994-10-25 | 2002-10-07 | 三菱重工業株式会社 | TiAl系金属間化合物基合金及びその製造方法 |
JPH08199264A (ja) * | 1995-01-19 | 1996-08-06 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | TiAl系金属間化合物基合金 |
JP3374553B2 (ja) * | 1994-11-22 | 2003-02-04 | 住友金属工業株式会社 | Ti−Al系金属間化合物基合金の製造方法 |
DE4443147A1 (de) * | 1994-12-05 | 1996-06-27 | Dechema | Korrosionsbeständiger Werkstoff für Hochtemperaturanwendungen in sulfidierenden Prozeßgasen |
US5558729A (en) * | 1995-01-27 | 1996-09-24 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Method to produce gamma titanium aluminide articles having improved properties |
JPH1161298A (ja) * | 1997-08-18 | 1999-03-05 | Natl Res Inst For Metals | TiAl金属間化合物基合金とその製造方法 |
DE19735841A1 (de) * | 1997-08-19 | 1999-02-25 | Geesthacht Gkss Forschung | Legierung auf der Basis von Titanaluminiden |
US6174387B1 (en) * | 1998-09-14 | 2001-01-16 | Alliedsignal, Inc. | Creep resistant gamma titanium aluminide alloy |
JP2000199025A (ja) * | 1999-01-05 | 2000-07-18 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | TiAl系金属間化合物基合金およびその製造方法、タ―ビン部材およびその製造方法 |
DE10351946A1 (de) * | 2003-03-21 | 2004-10-07 | Dechema Gesellschaft Für Chemische Technik Und Biotechnologie E.V. | Verfahren zur Behandlung der Oberfläche eines aus einer AL-Legierung, insbesondere TiAL-Legierung bestehenden Bauteiles sowie die Verwendung organischer Halogenkohlenstoffverbindungen oder in einer organischen Matrik eingebundener Halogenide |
DE102004056582B4 (de) * | 2004-11-23 | 2008-06-26 | Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh | Legierung auf der Basis von Titanaluminiden |
GB0616566D0 (en) * | 2006-08-19 | 2006-09-27 | Rolls Royce Plc | An alloy and method of treating titanium aluminide |
CN101011705A (zh) * | 2007-01-31 | 2007-08-08 | 哈尔滨工业大学 | 含元素钇的TiAl金属间化合物板材的制备方法 |
-
2007
- 2007-12-13 DE DE102007060587A patent/DE102007060587B4/de not_active Expired - Fee Related
-
2008
- 2008-11-25 EP EP11187502.7A patent/EP2423341B1/de not_active Not-in-force
- 2008-11-25 EP EP08020431.6A patent/EP2075349B1/de not_active Not-in-force
- 2008-11-25 EP EP09010152.8A patent/EP2145967B1/de not_active Not-in-force
- 2008-12-04 CA CA002645843A patent/CA2645843A1/en not_active Abandoned
- 2008-12-07 IL IL195756A patent/IL195756A0/en unknown
- 2008-12-10 US US12/331,909 patent/US20090151822A1/en not_active Abandoned
- 2008-12-11 BR BRPI0806979-4A patent/BRPI0806979A2/pt not_active IP Right Cessation
- 2008-12-12 RU RU2008149177/02A patent/RU2466201C2/ru not_active IP Right Cessation
- 2008-12-12 KR KR1020080126803A patent/KR20090063173A/ko not_active Application Discontinuation
- 2008-12-12 CN CN2008101727696A patent/CN101457314B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2008-12-15 JP JP2008318555A patent/JP5512964B2/ja active Active
-
2009
- 2009-07-30 US US12/512,451 patent/US20100000635A1/en not_active Abandoned
-
2013
- 2013-06-28 US US13/931,051 patent/US20140010701A1/en not_active Abandoned
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
APPEL F. at al. Nano-Scale Design of TiAl Alloys Based on β-Phase Decomposition, Advanced Engineering Materials, 2006, 8, №5, p.371-375. APPEL F. at al. Atomistic Processes of Phase Transformation and Dynamic Recrystallization during Hot-Working of Intermetallic Titanium Aluminides, Materials Science Forum Vols. 558-559, май 2007, * |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2502824C1 (ru) * | 2012-11-13 | 2013-12-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Способ термообработки отливок из сплавов на основе гамма алюминида титана |
RU2633135C1 (ru) * | 2016-11-11 | 2017-10-11 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Интерметаллический сплав на основе TiAl |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US20090151822A1 (en) | 2009-06-18 |
RU2008149177A (ru) | 2010-06-20 |
EP2075349B1 (de) | 2016-03-09 |
BRPI0806979A2 (pt) | 2010-04-20 |
CA2645843A1 (en) | 2009-06-13 |
DE102007060587B4 (de) | 2013-01-31 |
DE102007060587A1 (de) | 2009-06-18 |
US20100000635A1 (en) | 2010-01-07 |
EP2423341A1 (de) | 2012-02-29 |
JP5512964B2 (ja) | 2014-06-04 |
EP2075349A3 (de) | 2009-09-09 |
KR20090063173A (ko) | 2009-06-17 |
EP2145967A3 (de) | 2010-04-21 |
EP2075349A2 (de) | 2009-07-01 |
EP2423341B1 (de) | 2013-07-10 |
IL195756A0 (en) | 2009-11-18 |
JP2009144247A (ja) | 2009-07-02 |
CN101457314B (zh) | 2013-07-24 |
CN101457314A (zh) | 2009-06-17 |
US20140010701A1 (en) | 2014-01-09 |
EP2145967A2 (de) | 2010-01-20 |
EP2145967B1 (de) | 2013-07-24 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2466201C2 (ru) | Титаналюминидные сплавы | |
CN101056998B (zh) | 钛铝基合金 | |
Lin et al. | Effects of solution treatment on microstructures and micro-hardness of a Sr-modified Al-Si-Mg alloy | |
KR101928329B1 (ko) | 나노 결정립 고 엔트로피 합금의 제조방법 및 이로부터 제조된 고 엔트로피 합금 | |
Hakeem et al. | Comparative evaluation of thermal and mechanical properties of nickel alloy 718 prepared using selective laser melting, spark plasma sintering, and casting methods | |
EP2924137A1 (en) | Aluminium die casting alloys | |
TW201819647A (zh) | 高強度鋁合金底板及製造方法 | |
WO2013115490A1 (ko) | 고연성 및 고인성의 마그네슘 합금 및 이의 제조방법 | |
CN112391562B (zh) | 一种铝合金及其制备方法 | |
JP2008013792A (ja) | 耐リラクセーション特性に優れた鋳造アルミニウム合金とその熱処理方法 | |
Yang et al. | Effects of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Mg-3Sn-1Mn magnesium alloy | |
Liu et al. | Effect of Pr inoculation and crystal size on the Hall-Petch relationship for Al-30 wt% Mg2Si composites | |
WO2020189215A1 (ja) | 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法並びに鍛造体 | |
Li et al. | Fabrication of particle-reinforced aluminum alloy composite: role of casting and rolling | |
WO2017123186A1 (en) | Tial-based alloys having improved creep strength by strengthening of gamma phase | |
WO2015182454A1 (ja) | TiAl基鋳造合金及びその製造方法 | |
TW201816140A (zh) | 鋁合金塑性加工材及其製造方法 | |
Trinath et al. | Study of microstructure and mechanical behaviour of Ti2AlC reinforced hypereutectic Al-16Si matrix composites fabricated by induction melting | |
WO2020189214A1 (ja) | 熱間鍛造用のチタンアルミナイド合金材及びチタンアルミナイド合金材の鍛造方法 | |
JP3425621B2 (ja) | O相基Ti−22Al−27Nb合金とその製造方法 | |
Kummari et al. | Grain refinement of Al-3.5 FeNb-1.5 C master alloy on pure Al and Al-9.8 Si-3.4 Cu alloy | |
Jiao et al. | Synergistic effects of a novel Cu51Hf14 inoculant and Zr element on the microstructure and properties of Cu-Al-Mn shape memory alloy | |
Ma | High Strength Aluminum Matrix Composites Reinforced with AL3TI and TIB2in-situ Particulates | |
Frommeyer et al. | High Temperature Resistant Intermetallic Nial-Based Alloys with Refractory Metals Cr, Mo, Re-Structures-Properties-Applications | |
RAUL et al. | a review on fabrication and characterization of aluminium metal matrix composite (AMMC) |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20181213 |