RU2539553C1 - Co-TiB2-BN BASED COMPOSITE ALLOY - Google Patents
Co-TiB2-BN BASED COMPOSITE ALLOY Download PDFInfo
- Publication number
- RU2539553C1 RU2539553C1 RU2013150152/02A RU2013150152A RU2539553C1 RU 2539553 C1 RU2539553 C1 RU 2539553C1 RU 2013150152/02 A RU2013150152/02 A RU 2013150152/02A RU 2013150152 A RU2013150152 A RU 2013150152A RU 2539553 C1 RU2539553 C1 RU 2539553C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- microhardness
- coatings
- coating
- tib
- Prior art date
Links
Landscapes
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к прецизионным сплавам, предназначенным для реализации микрометаллургических процессов, конкретно к сплавам на основе кобальта для нанесения функциональных покрытий с высокими физико-механическими свойствами методом гетерофазного переноса.The invention relates to precision alloys intended for the implementation of micrometallurgical processes, specifically to cobalt-based alloys for applying functional coatings with high physical and mechanical properties by heterophase transfer.
Сплавы на основе кобальта, в силу своих широких эксплуатационных возможностей, весьма популярны в микрометаллургии для получения порошковых материалов, защитных пленок и покрытий.Due to their wide operational capabilities, cobalt-based alloys are very popular in micrometallurgy for the production of powder materials, protective films and coatings.
Прежде всего, кобальтовые сплавы, особенно в тонких сечениях, имеют преимущества в части высоких физико-механических свойств, в т.ч. по одной из важнейших характеристик - микротвердости.First of all, cobalt alloys, especially in thin sections, have advantages in terms of high physical and mechanical properties, including according to one of the most important characteristics - microhardness.
В частности, известны сплавы для получения порошков, а также перспективные кобальтовые сплавы для получения быстрозакаленных сплавов и покрытий методами распыления расплава и газотермического напыления, в частности, составы которых приведены в Таблице 1. Следует особо отметить, что каждая из перечисленных групп сплавов разрабатывалась с учетом специфических особенностей их технологического использования.In particular, alloys for producing powders are known, as well as promising cobalt alloys for producing rapidly quenched alloys and coatings by melt spraying and thermal spraying, in particular, the compositions of which are given in Table 1. It should be noted that each of the listed alloy groups was developed taking into account specific features of their technological use.
В связи с существенным ужесточением условий эксплуатации элементов конструкций в направлении увеличения механических нагрузок (циклическое, динамическое и эрозионное воздействие), расширением интервала рабочих температур в области положительных и отрицательных значений и необходимостью увеличения коррозионной стойкости при воздействии агрессивных химических реагентов, современные функциональные покрытия должны иметь следующие основные технические характеристики:Due to the significant toughening of the operating conditions of structural elements in the direction of increasing mechanical loads (cyclic, dynamic and erosive effects), the expansion of the operating temperature range in the field of positive and negative values and the need to increase corrosion resistance when exposed to aggressive chemicals, modern functional coatings should have the following main specifications:
- адгезионная прочность покрытия с подложкой не менее 30 МПа;- adhesive strength of the coating with the substrate of at least 30 MPa;
- микротвердость покрытия не менее 3 ГПа;- microhardness of the coating is not less than 3 GPa;
- диапазон рабочих температур от -60 до +500°C;- operating temperature range from -60 to + 500 ° C;
- коррозионная стойкость не ниже 3-4 балла (класс стойкости 2; 3).- corrosion resistance not lower than 3-4 points (resistance class 2; 3).
Ни один из известных сплавов не позволяет получать функциональные покрытия с такими характеристиками. Экспериментально установлено, что наилучшими характеристиками обладают покрытия, полученные из кобальтовых сплавов, химический состав которых приведен в патентах [1-2], микротвердость этих покрытий достигает 1,7 ГПа. Поэтому для удовлетворения современных требований к функциональным покрытиям необходимо разработать новые составы сплава, адаптированные к условиям получения покрытий методами гетерофазного переноса.None of the known alloys allows to obtain functional coatings with such characteristics. It has been experimentally established that the coatings obtained from cobalt alloys have the best characteristics, the chemical composition of which is given in patents [1-2], the microhardness of these coatings reaches 1.7 GPa. Therefore, to meet modern requirements for functional coatings, it is necessary to develop new alloy compositions adapted to the conditions for producing coatings by heterophase transfer methods.
В качестве прототипа выбран прецизионный сплав на основе кобальта для изготовления высокопрочных аморфных материалов в виде лент методом высокоскоростной закалки расплава [3].As a prototype, a cobalt-based precision alloy was selected for the manufacture of high-strength amorphous materials in the form of tapes by high-speed melt quenching [3].
Сплав имеет следующий состав (масс. %): железо 1,8-4, никель 6,2-8, бор 8-10, кремний 10-12, церий 0,6-1,2, иттрий 0,2-0,8, хром 2-3,5, цирконий 0,5-1,5, кобальт - остальное.The alloy has the following composition (wt.%): Iron 1.8-4, nickel 6.2-8, boron 8-10, silicon 10-12, cerium 0.6-1.2, yttrium 0.2-0, 8, chrome 2-3.5, zirconium 0.5-1.5, cobalt - the rest.
Недостатками покрытия, полученного с использованием данного сплава, являются: низкая микротвердость покрытий (менее 3 ГПа), недостаточная адгезионная прочность покрытия с подложкой (менее 30 МПа), низкая коррозионная стойкость, не превышающая 3-4 балла, и не достигается требуемого интервала рабочих температур от -60 до +500°C.The disadvantages of the coating obtained using this alloy are: low microhardness of coatings (less than 3 GPa), insufficient adhesive strength of the coating with the substrate (less than 30 MPa), low corrosion resistance not exceeding 3-4 points, and the required operating temperature range is not reached from -60 to + 500 ° C.
Техническим результатом изобретения является повышение микротвердости получаемых покрытий, адгезионной прочности и коррозионной стойкости до требуемых значений, а также увеличение диапазона рабочих температур.The technical result of the invention is to increase the microhardness of the resulting coatings, adhesive strength and corrosion resistance to the required values, as well as increasing the range of operating temperatures.
Технический результат достигается за счет того, что сплав на основе кобальта, содержащий хром, кремний, цирконий, иттрий, церий, в соответствии с изобретением, с целью увеличения микротвердости, адгезионной прочности покрытий, коррозионной стойкости и расширения интервала температурной стабильности в области положительных и отрицательных температур, дополнительно содержит рений, лантан, алюминий, борид титана и нитрид бора. Причем хром и кремний вводят в сплав в виде устойчивого интерметаллического соединения Cr3Si, а вводимые в сплав частицы TiB2 и BN имеют размер 30-80 нм. Соотношение компонентов в сплаве следующее (масс.%):The technical result is achieved due to the fact that the cobalt-based alloy containing chromium, silicon, zirconium, yttrium, cerium, in accordance with the invention, in order to increase microhardness, adhesive strength of coatings, corrosion resistance and extend the range of temperature stability in the range of positive and negative temperatures, additionally contains rhenium, lanthanum, aluminum, titanium boride and boron nitride. Moreover, chromium and silicon are introduced into the alloy in the form of a stable intermetallic compound Cr 3 Si, and TiB 2 and BN particles introduced into the alloy have a size of 30-80 nm. The ratio of components in the alloy is as follows (wt.%):
Cr - 17,4-21,1; Si - 2,6-4,9; Re - 3,0-5,0; Zr - 4,0-6,0; Ce - 0,2-0,6; La - 0,1-0,5; Y - 0,3-0,7; Al - 2,0-4,0; TiB2 - 10,0-12,5; BN - 10,0-12,5; Co - основа.Cr - 17.4-21.1; Si 2.6-6.9; Re - 3.0-5.0; Zr - 4.0-6.0; Ce 0.2-0.6; La - 0.1-0.5; Y 0.3-0.7; Al - 2.0-4.0; TiB 2 - 10.0-12.5; BN - 10.0-12.5; Co is the foundation.
В соответствии с изобретением, оптимальное соотношение между TiB2 и BN в сплаве составляет 1:1.In accordance with the invention, the optimum ratio between TiB 2 and BN in the alloy is 1: 1.
В качестве базовой композиции выбрана тройная система Co-Cr-Si. Причем наибольший эффект повышения микротвердости, как показали эксперименты, достигается при введении в основу (кобальт) 20-26% устойчивого интерметаллида Cr3Si, что соответствует содержанию в сплаве 17,4-21,1% Cr и 2,6-4,9% Si. В зависимости от вида термомеханической обработки микротвердость чистого кобальта достигает 1,6-2,1 ГПа, для покрытий эта величина, как правило, не превышает 1,8 ГПа. При введении устойчивого интерметаллида Cr3Si наблюдается существенное повышение микротвердости сплава до 3,6 ГПа.As the base composition, the triple Co-Cr-Si system was selected. Moreover, the greatest effect of increasing microhardness, as shown by experiments, is achieved by introducing into the base (cobalt) 20-26% stable intermetallic Cr 3 Si, which corresponds to the content of 17.4-21.1.1% Cr and 2.6-4.9 in the alloy % Si. Depending on the type of thermomechanical treatment, the microhardness of pure cobalt reaches 1.6-2.1 GPa, for coatings this value, as a rule, does not exceed 1.8 GPa. With the introduction of a stable Cr 3 Si intermetallic compound, a significant increase in the microhardness of the alloy to 3.6 GPa is observed.
Содержание интерметаллида Cr3Si в количестве 20-26% является оптимальным, т.к. при меньшем, чем 20%, требуемого эффекта повышения микротвердости не наблюдается, а при большем, чем 26%, сплав становится хрупким и при получении покрытия отслаивается от подложки.The content of intermetallic Cr 3 Si in an amount of 20-26% is optimal, because at less than 20%, the required effect of increasing microhardness is not observed, and at more than 26%, the alloy becomes brittle and peels off the substrate upon receipt of the coating.
Для достижения требуемого высокого уровня функциональных свойств, в тройной сплав системы Co-Cr-Si последовательно вводится рений, цирконий и алюминий.To achieve the required high level of functional properties, rhenium, zirconium and aluminum are successively introduced into the ternary alloy of the Co-Cr-Si system.
Введение рения в количестве 3-5% обеспечивает повышения температурной стабильности до 520-550°C по сравнению с 340-360°C для тройного сплава Co-Cr-Si. Этот эффект наблюдается, начиная с 3% Re, а при содержании Re более 5%, так же как и при введении интерметаллида Cr3Si более 26%, наблюдается охрупчивание сплава и покрытий на его основе.The introduction of rhenium in an amount of 3-5% provides an increase in temperature stability up to 520-550 ° C compared with 340-360 ° C for the ternary Co-Cr-Si alloy. This effect is observed starting from 3% Re, and when the Re content is more than 5%, just as with the introduction of Cr 3 Si intermetallic more than 26%, embrittlement of the alloy and coatings based on it are observed.
Указанный четырехкомпонентный сплав Co-Cr-Si-Re устойчив в области отрицательных температур только до -40°C. При более низких температурах происходит отслаивание покрытий из этого сплава от подложки. Для повышения хладостойкости до требуемых -60°C (обеспечивающих эксплуатацию элементов конструкций в условиях крайнего Севера и Арктики), в сплав дополнительно вводится цирконий (в количестве 4-6%), эффективно способствующий измельчению зерна и тем самым повышающий хладостойкость. Этот эффект наблюдается, начиная с 4% Zr, и реализуется до 6% Zr, при этом в сплаве снижается эффект, достигнутый за счет введения Re, т.е снижается до 420-430°C температурная стабильность сплава при положительных температурах.The specified four-component alloy Co-Cr-Si-Re is stable in the region of negative temperatures only up to -40 ° C. At lower temperatures, peeling of coatings of this alloy from the substrate occurs. To increase the cold resistance to the required -60 ° C (ensuring the operation of structural elements in the Far North and the Arctic), zirconium (4-6%) is additionally introduced into the alloy, effectively contributing to grain refinement and thereby increasing cold resistance. This effect is observed, starting from 4% Zr, and is realized up to 6% Zr, while in the alloy the effect achieved by introducing Re decreases, that is, the temperature stability of the alloy decreases to 420-430 ° C at positive temperatures.
Однако коррозионная стойкость сплава системы Co-Cr-Si-Re-Zr не превышает 3-4 балла (класс стойкости 2; 3). Практика показывает, что в сплав в этом случае необходимо ввести элемент, образующий на поверхности функционального покрытия пассивирующие пленки. Наиболее эффективно это достигается за счет введения алюминия, образующего на поверхности сплава пассивирующие пленки сложного состава Cr2O3-Al2O3. Это достигается при оптимальном количестве алюминия в сплаве от 2,0 до 4,0%.However, the corrosion resistance of the alloy of the Co-Cr-Si-Re-Zr system does not exceed 3-4 points (resistance class 2; 3). Practice shows that in this case it is necessary to introduce an element into the alloy that forms passivating films on the surface of the functional coating. This is most effectively achieved by introducing aluminum, which forms passivating films of complex composition Cr 2 O 3 —Al 2 O 3 on the alloy surface. This is achieved with an optimum amount of aluminum in the alloy from 2.0 to 4.0%.
Прецизионность любого микрометаллургического процесса эффективно обеспечивается за счет комплексного введения эффективных модификаторов в виде малых добавок редкоземельных элементов, имеющих наибольшее сродство к кислороду, водороду и азоту - соответственно церия, лантана и иттрия.The precision of any micrometallurgical process is effectively ensured by the complex introduction of effective modifiers in the form of small additives of rare-earth elements having the highest affinity for oxygen, hydrogen and nitrogen - cerium, lanthanum and yttrium, respectively.
Введение указанных малых добавок очищает сплав от неметаллических включений и обеспечивает протекание устойчивых процессов нанесения покрытий. Это возможно при комплексном введении указанных редкоземельных элементов (РЗЭ) в количестве, не превышающем в сумме 1,8%. Экспериментально установлено, что поэлементное содержание церия должно быть (0,2-0,6)%, лантана (0,1-0,5)%, иттрия (0,3-0,7)%, при большем количестве каждого из указанных РЗЭ и их суммарном содержании более 1,8% образуются фазы, негативно влияющие на стабильность протекания микрометаллургических процессов. Образование неметаллических фаз приводит к неоднородности структуры, прежде всего к появлению многочисленных границ раздела, это приводит к возможности питтинговой коррозии и уменьшению микротвердости на межфазных границах. Экспериментально установлено, что эти явления приводят к возникновению микротрещин, которые, в свою очередь, могут приводить к разрушению покрытия в целом в ходе эксплуатации. Поэтому указанное выше комплексное введение РЗЭ и их суммарное содержание не более 1,8% является оптимальным, так как метастабильные фазы не образуются и, соответственно, удается достичь требуемых характеристик с точки зрения коррозионной стойкости, микротвердости и, как следствие, адгезионной прочности и интервала температурной стабильности.The introduction of these small additives purifies the alloy from non-metallic inclusions and ensures the occurrence of stable coating processes. This is possible with the integrated introduction of these rare earth elements (REE) in an amount not exceeding a total of 1.8%. It was experimentally established that the element-wise content of cerium should be (0.2-0.6)%, lanthanum (0.1-0.5)%, yttrium (0.3-0.7)%, with a larger amount of each of these REE and their total content of more than 1.8%, phases are formed that adversely affect the stability of micrometallurgical processes. The formation of nonmetallic phases leads to heterogeneity of the structure, primarily to the appearance of numerous interfaces, this leads to the possibility of pitting corrosion and a decrease in microhardness at interphase boundaries. It was experimentally established that these phenomena lead to microcracks, which, in turn, can lead to the destruction of the coating as a whole during operation. Therefore, the above complex introduction of REEs and their total content of not more than 1.8% is optimal, since metastable phases are not formed and, accordingly, it is possible to achieve the required characteristics in terms of corrosion resistance, microhardness and, as a consequence, adhesive strength and temperature range stability.
Однако, как показали испытания, получить указанные выше требуемые свойства из сплава системы Co-Cr-Si-Re-Zr-Ce-La-Y-Al не удается. Имеет место низкая адгезия (адгезионная прочность покрытия с подложкой на отрыв штифтовым методом не превышает 20,6 МПа) и относительно низкое значение микротвердости (не более 3,6 ГПа). Практика и проводимые исследования [4] показывают, что наиболее эффективным для повышения указанных характеристик является введение в металлическую матрицу наноразмерных (фракция 30-80 нм) частиц из тугоплавких химических соединений.However, as tests have shown, it is not possible to obtain the above required properties from an alloy of the Co-Cr-Si-Re-Zr-Ce-La-Y-Al system. There is low adhesion (the adhesive strength of the coating with the substrate by peeling by the pin method does not exceed 20.6 MPa) and a relatively low microhardness (not more than 3.6 GPa). Practice and research [4] show that the most effective way to increase these characteristics is to introduce nanosized (fraction 30-80 nm) particles from refractory chemical compounds into the metal matrix.
Практика показывает, что наибольшего упрочняющего эффекта при создании функциональных покрытий можно достичь при комплексном введении наноматериалов разных классов, имеющих различную кристаллографическую структуру (например, бориды и нитриды, оксиды и нитриды, нитриды и карбиды и т.д.). Это приводит к существенной фрагментации матричной структуры, возникновению остаточных сжимающих напряжений на межфазных границах и, как следствие, значительному увеличению микротвердости сплава.Practice shows that the greatest hardening effect when creating functional coatings can be achieved with the integrated introduction of nanomaterials of different classes having different crystallographic structures (for example, borides and nitrides, oxides and nitrides, nitrides and carbides, etc.). This leads to a significant fragmentation of the matrix structure, the appearance of residual compressive stresses at the interphase boundaries and, as a consequence, a significant increase in the microhardness of the alloy.
Исходя из этого установлено, что оптимальным для сплава системы Co-Cr-Si является введение боридов в сочетании с нитридами. Конкретно оптимальный эффект увеличения микротвердости достигается при введении 20-25% (TiB2+BN) при соотношении между ними 1:1. При этом адгезионная прочность покрытия с подложкой достигает 30-35 МПа, а микротвердость повышается до 4,6 ГПа.Based on this, it was found that the introduction of borides in combination with nitrides is optimal for the alloy of the Co-Cr-Si system. Specifically, the optimal effect of increasing microhardness is achieved with the introduction of 20-25% (TiB 2 + BN) with a ratio between them of 1: 1. In this case, the adhesive strength of the coating with the substrate reaches 30-35 MPa, and the microhardness increases to 4.6 GPa.
При меньшем количестве вводимых дисперсных частиц и другом фракционном составе эффект увеличения микротвердости незначителен. При большем количестве вводимых дисперсных частиц сплав существенно охрупчивается.With a smaller number of introduced dispersed particles and other fractional composition, the effect of increasing microhardness is negligible. With a larger number of introduced dispersed particles, the alloy is substantially embrittled.
Пример 1Example 1
Выплавка сплава осуществляется с помощью высококачественной установки типа УИП16-10-003 в алундовых тиглях N4. Последовательность введения компонентов следующая: (Co+Cr+Si)→Zr→Al→Re→(Ce-La-Y)→(TiB2+BN). Состав сплава (масс.%): Cr - 17,4; Si - 2,6; Re - 3,0; Zr - 4,0; Ce - 0,2; La - 0,1; Y - 0,3; Al - 2,0; TiB2 - 10,0; BN - 10,0; Co - остальное.Smelting of the alloy is carried out using a high-quality plant of type УИП16-10-003 in alundum crucibles N4. The sequence of introduction of the components is as follows: (Co + Cr + Si) → Zr → Al → Re → (Ce-La-Y) → (TiB 2 + BN). Alloy composition (wt.%): Cr - 17.4; Si 2.6; Re is 3.0; Zr - 4.0; Ce - 0.2; La - 0.1; Y is 0.3; Al - 2.0; TiB 2 - 10.0; BN - 10.0; Co is the rest.
После получения слитка производилось его дробление до фракции 5-7 мм с помощью щековой дробилки типа ДЩ-4. Оптимальной фракцией для получения покрытий методом гетерофазного переноса с помощью установки микроплазменного напыления типа УГНП-3/3350 является фракция исходного материала 50-80 мкм. Дробление до указанной фракции производилось на дезентиграторной установке типа Дези-1А при скоростях вращения роторов 7200 об/мин. Из полученного порошка с помощью метода микроплазменного напыления на подложку пластины из стали Х18Н10Т толщиной 5 мм было нанесено функциональное покрытие толщиной 150±20 мкм.After receiving the ingot, it was crushed to a fraction of 5-7 mm using a jaw crusher of the ДЩ-4 type. The optimal fraction for the preparation of coatings by the method of heterophasic transfer using a microplasma spraying device of the type UGNP-3/3350 is a fraction of the starting material of 50-80 microns. Crushing to the specified fraction was carried out on a Desi-1A type de-incubator at rotor speeds of 7200 rpm. Using the microplasma spraying method, a functional coating with a thickness of 150 ± 20 μm was applied to the substrate of a plate made of X18H10T steel with a thickness of 5 mm from the obtained powder.
Микротвердость покрытия, измеренная на установке Nanoscan, составила 4,2 ГПа при комнатной температуре, при воздействии температур -196°C и +400°C - 3,6 и 4,0 ГПа соответственно. Коррозионная стойкость сплава при воздействии 12% раствора HCl соответствует 2-3 классу стойкости. Адгезионная прочность покрытия с подложкой составляет 35 МПа.The microhardness of the coating, measured on a Nanoscan installation, was 4.2 GPa at room temperature, and when exposed to temperatures of -196 ° C and + 400 ° C, 3.6 and 4.0 GPa, respectively. Corrosion resistance of the alloy when exposed to 12% HCl solution corresponds to the 2-3 class of resistance. The adhesive strength of the coating with the substrate is 35 MPa.
Пример 2Example 2
Выплавка сплава производилась так же как в примере 1. Состав сплава (масс.%): Cr - 21,1; Si - 4,9; Re - 5,0; Zr - 6,0; Ce - 0,6; La - 0,5; Y - 0,3; Al - 2,0; TiB2 - 12,5; BN - 12,5; Co - остальное.Smelting of the alloy was carried out as in example 1. The composition of the alloy (wt.%): Cr - 21.1; Si 4.9; Re is 5.0; Zr - 6.0; Ce - 0.6; La - 0.5; Y is 0.3; Al - 2.0; TiB 2 - 12.5; BN - 12.5; Co is the rest.
После получения слитка производилось дробление слитка до фракции 40-60 мкм на дезинтеграторе типа Дези-15 при скоростях вращения роторов 12000 об/мин.After receiving the ingot, the ingot was crushed to a fraction of 40-60 microns on a Desi-15 type disintegrator at rotor speeds of 12,000 rpm.
Из полученного порошка с помощью метода сверхзвукового холодного газодинамического напыления на установке типа ДИМЕТ-3 на подложку пластины из стали Х15Ю5 шириной 100 мм и толщиной 3 мм было нанесено функциональное покрытие толщиной 100±10 мкм.Using the method of supersonic cold gas-dynamic spraying using a DIMET-3 installation, a functional coating with a thickness of 100 ± 10 μm was applied to the substrate of a plate made of X15Yu5 steel with a width of 100 mm and a thickness of 3 mm from the obtained powder.
Микротвердость покрытия, измеренная, как в примере 1, составляет 4,6 ГПа при комнатной температуре, при воздействии температур -196°C и +400°C 3,0 и 4,2 ГПа соответственно. Коррозионная стойкость сплава при воздействии 12% раствора HCl соответствует 2-3 классу стойкости. Адгезионная прочность покрытия с подложкой составляет 32 МПа.The microhardness of the coating, measured as in example 1, is 4.6 GPa at room temperature, when exposed to temperatures of -196 ° C and + 400 ° C, 3.0 and 4.2 GPa, respectively. Corrosion resistance of the alloy when exposed to 12% HCl solution corresponds to the 2-3 class of resistance. The adhesive strength of the coating with the substrate is 32 MPa.
Источники информацииInformation sources
1. RU 2352663, МПК C22C 19/07, опубликовано 20.04.2009.1. RU 2352663, IPC C22C 19/07, published on 04/20/2009.
2. RU 2333990, МПК С22С 19/07, С22С 30/00, опубликовано 20.09.2008.2. RU 2333990, IPC С22С 19/07, С22С 30/00, published September 20, 2008.
3. RU 2273680, МПК С22С 19/07, опубликовано 10.04.2006 - прототип.3. RU 2273680, IPC С22С 19/07, published on 04/10/2006 - prototype.
4. Горынин И.В., Бурханов Г.С., Фармаковский Б.В. Перспективы разработок конструкционных материалов на основе тугоплавких металлов и соединений. // Вопросы материаловедения. - 2012. - СПб. №2. - 5 с.4. Gorynin I.V., Burkhanov G.S., Farmakovsky B.V. Prospects for the development of structural materials based on refractory metals and compounds. // Questions of materials science. - 2012. - St. Petersburg. No. 2. - 5 sec.
Claims (2)
Cr - 17,4-21,1;
Si - 2,6-4,9;
Re - 3,0-5,0;
Zr - 4,0-6,0;
Ce - 0,2-0,6;
La - 0,1-0,5;
Y - 0,3-0,7;
Al - 2,0-4,0;
TiB2 - 10,0-12,5;
BN - 10,0-12,5;
Co - основа,
причем частицы TiB2 и BN имеют размер 30-80 нм.1. An alloy based on cobalt containing chromium, silicon, zirconium, yttrium, cerium, characterized in that it additionally contains rhenium, lanthanum, aluminum, titanium boride and boron nitride, in the following ratio, wt.%:
Cr - 17.4-21.1;
Si 2.6-6.9;
Re - 3.0-5.0;
Zr - 4.0-6.0;
Ce 0.2-0.6;
La - 0.1-0.5;
Y 0.3-0.7;
Al - 2.0-4.0;
TiB 2 - 10.0-12.5;
BN - 10.0-12.5;
Co is the foundation
moreover, particles of TiB 2 and BN have a size of 30-80 nm.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013150152/02A RU2539553C1 (en) | 2013-11-12 | 2013-11-12 | Co-TiB2-BN BASED COMPOSITE ALLOY |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013150152/02A RU2539553C1 (en) | 2013-11-12 | 2013-11-12 | Co-TiB2-BN BASED COMPOSITE ALLOY |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2539553C1 true RU2539553C1 (en) | 2015-01-20 |
Family
ID=53288583
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2013150152/02A RU2539553C1 (en) | 2013-11-12 | 2013-11-12 | Co-TiB2-BN BASED COMPOSITE ALLOY |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2539553C1 (en) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2001143C1 (en) * | 1992-07-08 | 1993-10-15 | ева Галина Петровна Польд | Corrosion-resistant springback nonmagnetic precision alloy |
| RU2051196C1 (en) * | 1993-11-26 | 1995-12-27 | Совместное Российско-Итальянское предприятие "Интеркоут Турбинсервис" | Cobalt-based alloy |
| RU2273680C1 (en) * | 2004-08-12 | 2006-04-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Amorphous magnetically soft cobalt-based alloy |
| US20130052482A1 (en) * | 2009-06-02 | 2013-02-28 | Integran Technologies, Inc. | Biocidal metallic layers comprising cobalt |
-
2013
- 2013-11-12 RU RU2013150152/02A patent/RU2539553C1/en active IP Right Revival
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2001143C1 (en) * | 1992-07-08 | 1993-10-15 | ева Галина Петровна Польд | Corrosion-resistant springback nonmagnetic precision alloy |
| RU2051196C1 (en) * | 1993-11-26 | 1995-12-27 | Совместное Российско-Итальянское предприятие "Интеркоут Турбинсервис" | Cobalt-based alloy |
| RU2273680C1 (en) * | 2004-08-12 | 2006-04-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Amorphous magnetically soft cobalt-based alloy |
| US20130052482A1 (en) * | 2009-06-02 | 2013-02-28 | Integran Technologies, Inc. | Biocidal metallic layers comprising cobalt |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Hsu et al. | Thermal sprayed high-entropy NiCo0. 6Fe0. 2Cr1. 5SiAlTi0. 2 coating with improved mechanical properties and oxidation resistance | |
| Liu et al. | Failure mode transition of Nb phase from cleavage to dimple/tear in Nb-16Si-based alloys prepared via spark plasma sintering | |
| Zhang et al. | Recent progress in high-entropy alloys | |
| Cui et al. | Carbon fibers coated with graphene reinforced TiAl alloy composite with high strength and toughness | |
| Minghong et al. | Effects of annealing on the microstructure and wear resistance of AlCoCrFeNiTi0. 5 high-entropy alloy coating prepared by laser cladding | |
| Liang et al. | Effects of LaB6 on microstructure evolution and properties of in-situ synthetic TiC+ TiBx reinforced titanium matrix composite coatings prepared by laser cladding | |
| Průša et al. | Mechanical properties and thermal stability of Al–Fe–Ni alloys prepared by centrifugal atomisation and hot extrusion | |
| CN111004957B (en) | Non-equal atomic ratio high-entropy alloy and preparation method thereof | |
| Yang et al. | Microstructure and properties of FeCoCrNiMoSix high-entropy alloys fabricated by spark plasma sintering | |
| Kumar et al. | A critical review on mechanically alloyed high entropy alloys: processing challenges and properties | |
| Zheng et al. | Investigation on preparation and mechanical properties of W–Cu–Zn alloy with low W–W contiguity and high ductility | |
| Liu et al. | Effect of Mo-alloyed layer on oxidation behavior of TiAl-based alloy | |
| Bao et al. | Improved strength and conductivity of metallic-glass-reinforced nanocrystalline CuCrZr alloy | |
| Xie et al. | Microstructure transformation and high temperature oxidation properties of (FeCoNi) 100-xAlx new-type high-entropy alloys | |
| Wang et al. | Effects of samarium on microstructures and tensile properties of Mg–5Al–0.3 Mn alloy | |
| Wang et al. | Effect of MoO3 on microstructure and mechanical properties of (Ti, Mo) Al/Al2O3 composites by in situ reactive hot pressing | |
| Lu et al. | High-temperature oxidation behavior of TiAl-based alloys fabricated by spark plasma sintering | |
| Ghanbariha et al. | Microstructural development in nanostructured AlCoCrFeNi–ZrO2 high-entropy alloy composite prepared with mechanical alloying and spark plasma sintering methods | |
| Hai-kuo et al. | Effect of Sn addition on hot tearing susceptibility of AXJ530 alloy | |
| Rajavel Muthaiah et al. | Processing of heat-treated silicon carbide-reinforced aluminum alloy composites | |
| Wang et al. | Mechanical and tribological properties of WC particles reinforced Cu-20Zn matrix composites | |
| Zeng et al. | Effect of alloy powder on the properties of ZTA particles reinforced high chromium cast iron composites | |
| Yu et al. | Microstructure and properties of titanium matrix composites synergistically reinforced by graphene oxide and alloying elements | |
| Montealegre et al. | Oxidation behaviour of novel ODS FeAlCr intermetallic alloys | |
| RU2539553C1 (en) | Co-TiB2-BN BASED COMPOSITE ALLOY |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20151113 |
|
| NF4A | Reinstatement of patent |
Effective date: 20190225 |
|
| PD4A | Correction of name of patent owner | ||
| PC41 | Official registration of the transfer of exclusive right |
Effective date: 20210722 |