RU2560484C1 - Способ получения композиционного материала на основе железа - Google Patents
Способ получения композиционного материала на основе железа Download PDFInfo
- Publication number
- RU2560484C1 RU2560484C1 RU2014145768/02A RU2014145768A RU2560484C1 RU 2560484 C1 RU2560484 C1 RU 2560484C1 RU 2014145768/02 A RU2014145768/02 A RU 2014145768/02A RU 2014145768 A RU2014145768 A RU 2014145768A RU 2560484 C1 RU2560484 C1 RU 2560484C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- powder
- iron
- metal oxide
- powders
- mixing
- Prior art date
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
Настоящее изобретение относится к порошковой металлургии. Способ получения композиционного материала на основе железа включает перемешивание порошков для матрицы материала и дисперсного порошка оксида металла, механическое легирование полученной смеси, компактирование и прокатку полученного сплава. Порошки перемешивают с получением смеси, содержащей оксида металла при его объемном содержании 1-3%, 18-21 мас.% хрома, 4,5-5,5 мас.% алюминия, 0,4-0,6 мас.% титана и железо - остальное. Механическое легирование проводят в высокоэнергетической установке для размола и смешивания в течение 40-60 часов. Компактирование проводят методом горячей экструзии при температуре 1100-1250°C с коэффициентом вытяжки 11-16. Полученный сплав в виде прутков экструдата прокатывают вдоль направления экструзии при температуре 950-1150°C с коэффициентом деформации 15-20% за один проход. Обеспечивается получение композиционного материала с практической плотностью, равной не менее 96% от теоретической и не более 7,3 г/см3, с пористостью не более 4%, с повышенной прочностью и с направленной структурой, характеризующейся значениями коэффициента неравноосности зерен от 30 до 40. 3 з.п. ф-лы, 3 пр.
Description
Настоящее изобретение относится к области порошковой металлургии, а именно к технологиям получения высокотемпературных композиционных материалов на основе железа, которые могут быть использованы для изготовления неохлаждаемых деталей и узлов турбин авиационно-космической техники, работающей при температурах до 1350°С.
Дальнейшее повышение мощности, к.п.д, экологичности и экономичности современных газовых турбин, используемых в качестве авиационных двигателей, энергетических установок и газоперекачивающих агрегатов, возможно за счет повышения температуры рабочего газа на входе в турбину. Повышение рабочих температур до 1350°С исключает возможность использования современных сложнолегированных жаропрочных сплавов на основе никеля, не обладающих достаточной жаропрочностью и окалиностойкостью при указанных температурах. Наиболее перспективными материалами, устойчивыми в данных условиях, являются композиты с железной матрицей, упрочненные дисперсными частицами тугоплавких оксидов. К преимуществам таких материалов относятся меньшая плотность по сравнению с традиционно применяемыми жаропрочными сплавами, более высокая жаростойкость и температура плавления. Элементы камеры сгорания из подобного композиционного материала могут длительно работать при температурах выше на 100-150°С, чем аналогичные детали, выполненные из никелевых жаропрочных суперсплавов.
Известен литейный метод производства дисперсно-упрочненного сплава, включающий сушку нанопорошка оксида, плавление матричного металла, перемешивание порошка с матричным металлом, разливку полученного расплава в формы и их быстрое охлаждение (JP 2008189995 А, 21.08.2008).
Недостатком данного способа является трудность обеспечения равномерно распределенной оксидной фазы в объеме материала в процессе плавки и охлаждения сплава.
Также известен способ производства дисперсно-упрочненного сплава, включающий смешивание сплава с влажными солями иттрия, сушку полученной смеси, вакуумную термическую обработку для выделения оксида иттрия и компактирование полученных полуфабрикатов (KR 100960624 В1, 07.06.2010).
Недостатком указанного способа является трудоемкость процесса, обусловленная использованием влажных солей с последующей прокалкой сплава.
Известен способ получения ферритной стали, армированной дисперсными частицами оксида и имеющей следующий химический состав, масс.%: углерод - 0,05-0,25, хром - 8,0-12,0, вольфрам - 0,1-4,0, титан - 0,1-1,0, оксид иттрия - 0,1-0,5, остальное - железо. Способ включает смешивание элементарных порошков с порошком оксида иттрия, их механическое легирование, горячую экструзию полученной смеси при температуре 1150°С и термообработку (ЕР 1528113 А1, 04.05.2005).
Данный материал предназначен для применения в ядерной энергетике (трубопроводы охлаждающих систем) и не способен функционировать в условиях высокотемпературной газовой коррозии в процессе работы ГТД.
Наиболее близким аналогом является способ изготовления дисперсно-упрочненного композиционного материала на основе железа следующего состава, масс.%: Сr - 20, Аl - 4,5, Ti - 0,5, Y2O3 - 0,5, Fe - остальное. Метод включает механическое легирование в шаровой мельнице в защитной атмосфере аргона, дегазацию порошка сплава в капсулах в течение 1-3 дней, компактирование сплава методом горячего изостатического прессования при давлении 103 МПа и температуре 1010°С, горячую прокатку при температуре 927-1093°С и холодную прокатку при температуре 65°-93°С (US 5032190 А, 16.07.1991).
Недостатком данного способа является использование дорогостоящей операции горячего изостатического прессования, а также длительность подготовительного процесса дегазации перед прессованием.
Предложенный способ позволяет устранить данные недостатки.
Задачей предложенного изобретения является разработка способа получения легкого и прочного композиционного материала на основе железа, обладающего качественной равномерной структурой, а также упрощение данного способа.
Техническим результатом заявленного изобретения является получение композиционного материала на основе железа с практической плотностью, равной не менее 96% от теоретической и не более 7,3 г/см3, с пористостью не более 4%, с повышенной прочностью для указанной выше практической плотности, а также с направленной структурой, характеризующейся значениями коэффициента неравноосности зерен от 30 до 40.
Технический результат достигается в предложенном способе получения композиционного материала на основе железа, включающем перемешивание порошков для приготовления матрицы материала и дисперсного порошка оксида металла, механическое легирование полученной смеси, компактирование и прокатку полученного сплава, при этом порошки перемешивают с получением смеси, содержащей: 18-21 мас.% хрома, 4,5-5,5 мас.% алюминия, 0,4-0,6 мас.% титана, объемное содержание оксида металла - 1-3%, железо - остальное, механическое легирование проводят в высокоэнергетической установке для размола и смешивания в течение 40-60 часов, компактирование проводят методом горячей экструзии при температуре 1100-1250°C с коэффициентом вытяжки 11-16, полученный сплав в виде прутков экструдата прокатывают вдоль направления экструзии при температуре 950-1150°C с коэффициентом деформации 15-20% за один проход.
В качестве порошков для приготовления матрицы материала лучше использовать порошок лигатуры железо-алюминий-титан, порошок хрома и порошок железа.
Порошок лигатуры железо-алюминий-титан лучше предварительно измельчить вместе с дисперсным порошком оксида металла.
В качестве дисперсного порошка оксида металла лучше использовать наноразмерный порошок оксида иттрия.
Вначале перемешивают исходную порошковую смесь компонентов, рассчитанную для получения материала следующего состава: Сr - 18-21 мас.%, Аl - 4,5-5,5 мас.%, Ti - 0,4-0,6 мас.%, объемное содержание оксида металла - 1-3%, Fe - остальное.
Поскольку алюминий и титан имеют высокую реакционную активность и быстро окисляются кислородом воздуха, их лучше вводить в смесь на стадии механического легирования в виде порошка лигатуры железо-алюминий-титан.
В качестве дисперсного порошка оксида металла можно использовать, например, порошки Al2O3, ZrO2, НfO2, однако предпочтительно использовать наноразмерный порошок Y2O3. Оксид иттрия обладает высокой термодинамической устойчивость и не взаимодействует с матрицей получаемого материала.
Дисперсный порошок оксида металла рекомендуется добавлять во время предварительного измельчения лигатуры Fe-Al-Ti для обеспечения равномерности распределения армирующей фазы и уменьшения времени последующего механического легирования.
После перемешивания порошков и оксида металла проводят механическое легирование смеси в высокоэнергетической установке для размола и смешивания (аттриторе) с защитной атмосферой инертного газа. Высокоэнергетический помол обеспечивает механическое активирование порошка матричного материала, а также позволяет производить перемешивание одновременно с помолом, во время которого происходит механическая активация смеси, увеличивается контакт между частицами порошка, уменьшается пористость, происходит деформация или разрушение отдельных частиц порошка.
Оптимальное время механического легирования, при котором происходит необходимое измельчение и перемешивание компонентов сплава, составляет 40-60 часов.
Готовый порошок экструдируют с коэффициентом вытяжки 11-16 при температуре 1100-1250°С для обеспечения направленной структуры сплава.
Анализ структуры с помощью растрового электронного микроскопа показал, что после экструзии в указанных режимах частицы оксидов металлов равномерно распределены в объеме материала, структура на поперечном шлифе - равноосная, на продольном - направленная. Однако в образцах наблюдалось наличие пор и рыхлот.
С целью усовершенствования структуры полученные прутки прокатывают вдоль направления экструзии при температуре 950-1150°С и коэффициенте деформации 15-20% за один проход. Наилучший результат по структуре материала наблюдается при его прокатке до толщины 3-9 мм, что можно осуществить за три и более прохода прокатки.
Пример 1.
Получали композиционный материал на основе Fe, армированный дисперсными частицами оксида иттрия.
Проводили смешивание порошков до получения смеси следующего состава: Сr - 19,5 масс.%, Аl - 4,6 масс.%, Ti - 0,47 масс.%, объемное содержание Y2O3 - 1,3%, Fe - остальное. Полученную порошковую смесь подвергали механическому легированию в высокоэнергетической установке для размола и смешивания (аттриторе) по следующему режиму: время обработки 40 часов, защитная атмосфера - аргон. Готовый порошок сплава экструдировали при температуре 1100°С с коэффициентом вытяжки 11. Полученные прутки сплава прокатывали в листы толщиной 8 мм вдоль направления экструзии при температуре 1100°С.
Полученный материал имел практическую плотность 7,28 г/см3, равную 98% от теоретической.
Прочность на разрыв материала вдоль направления экструзии при Τ=25°С составил σΒ=745 МПа.
Объемная пористость составила 2%.
Пример 2.
Получали композиционный материал на основе Fe, армированный дисперсными частицами оксида иттрия.
Проводили смешивание порошков до получения смеси следующего состава: Сr - 19,5 масс.%, Аl - 4,6 масс.%, Ti - 0,47 масс.%, объемное содержание Y2O3 - 2,8%, Fe - остальное. Полученную порошковую смесь подвергали механическому легированию в высокоэнергетической установке для размола и смешивания (аттриторе) по следующему режиму: время обработки 40 часов, защитная атмосфера - аргон. Готовый порошок сплава экструдировали при температуре 1100°C с коэффициентом вытяжки 16. Полученные прутки сплава прокатывали в листы толщиной 3 мм вдоль направления экструзии при температуре 1100°С.
Полученный материал имел практическую плотность 7,26 г/см3, равную 99% от теоретической.
Прочность на разрыв материала вдоль направления экструзии при Τ=25°С составил σΒ=720 МПа.
Объемная пористость составила 1%.
Пример 3.
Получали композиционный материал на основе Fe, армированный дисперсными частицами оксида гафния.
Проводили смешивание порошков до получения смеси следующего состава: Сr - 18 мас.%, Аl - 5,5 мас.%, Ti - 0,6 мас.%, объемное содержание НfO2 - 3%, Fe - остальное. Полученную порошковую смесь подвергали механическому легированию в высокоэнергетической установке для размола и смешивания (аттриторе) по следующему режиму: время обработки 60 часов, защитная атмосфера - аргон. Готовый порошок сплава экструдировали при температуре 1200°C с коэффициентом вытяжки 14. Полученные прутки сплава прокатывали в листы толщиной 8 мм вдоль направления экструзии при температуре 970°С.
Полученный материал имел практическую плотность 7,25 г/см3, равную 98% от теоретической.
Прочность на разрыв материала вдоль направления экструзии при Τ=25°С составил σΒ=700 МПа.
Объемная пористость составила 2%.
Анализ микроструктуры образцов после прокатки показал направленную структуру зерен с равномерным распределением оксидной фазы вдоль их границ. Расположение зерен характеризовалось большой степенью коэффициента их неравноосности от 30 до 40.
Стабилизатором данной структуры служили закрепленные на стыках субграниц упрочняющие наноразмерные частицы тугоплавких оксидов.
Таким образом, предложенный способ позволяет добиться высоких показателей прочности композиционного материала на основе железа с низкой плотностью, равной не менее 96% от теоретической и не более 7,3 г/см3, с пористостью не более 4% и с направленной структурой, характеризующейся большими значениями неравноосности зерен.
Claims (4)
1. Способ получения композиционного материала на основе железа, включающий перемешивание порошков для матрицы материала и дисперсного порошка оксида металла, механическое легирование полученной смеси, компактирование и прокатку полученного сплава, отличающийся тем, что порошки перемешивают с получением смеси, содержащей оксид металла с его объемным содержанием 1-3%, 18-21 мас. % хрома, 4,5-5,5 мас. % алюминия, 0,4-0,6 мас. % титана, железо - остальное, механическое легирование проводят в высокоэнергетической установке для размола и смешивания в течение 40-60 часов, компактирование проводят методом горячей экструзии при температуре 1100-1250°C с коэффициентом вытяжки 11-16, полученный сплав в виде прутков экструдата прокатывают вдоль направления экструзии при температуре 950-1150°C с коэффициентом деформации 15-20% за один проход.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что в качестве порошков для матрицы материала используют порошок лигатуры железо-алюминий-титан, порошок хрома и порошок железа.
3. Способ по п. 2, отличающийся тем, что порошок лигатуры железо-алюминий-титан предварительно измельчают вместе с дисперсным порошком оксида металла.
4. Способ по п. 1, отличающийся тем, что в качестве дисперсного порошка оксида металла используют наноразмерный порошок оксида иттрия.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2014145768/02A RU2560484C1 (ru) | 2014-11-14 | 2014-11-14 | Способ получения композиционного материала на основе железа |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2014145768/02A RU2560484C1 (ru) | 2014-11-14 | 2014-11-14 | Способ получения композиционного материала на основе железа |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2560484C1 true RU2560484C1 (ru) | 2015-08-20 |
Family
ID=53880665
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2014145768/02A RU2560484C1 (ru) | 2014-11-14 | 2014-11-14 | Способ получения композиционного материала на основе железа |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2560484C1 (ru) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5032190A (en) * | 1990-04-24 | 1991-07-16 | Inco Alloys International, Inc. | Sheet processing for ODS iron-base alloys |
| RU2000122842A (ru) * | 1998-02-02 | 2002-10-27 | Крисалис Текнолоджиз, Инкорпорейтед | Композиционный материал на основе алюминида железа и способ его получения |
| RU2246379C1 (ru) * | 2004-02-25 | 2005-02-20 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Способ получения композиционного материала |
| EP1528113A1 (en) * | 2002-08-08 | 2005-05-04 | Japan Nuclear Cycle Development Institute | Method for producing dispersed oxide reinforced ferritic steel having coarse grain structure and being excellent in high temperature creep strength |
-
2014
- 2014-11-14 RU RU2014145768/02A patent/RU2560484C1/ru active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5032190A (en) * | 1990-04-24 | 1991-07-16 | Inco Alloys International, Inc. | Sheet processing for ODS iron-base alloys |
| RU2000122842A (ru) * | 1998-02-02 | 2002-10-27 | Крисалис Текнолоджиз, Инкорпорейтед | Композиционный материал на основе алюминида железа и способ его получения |
| EP1528113A1 (en) * | 2002-08-08 | 2005-05-04 | Japan Nuclear Cycle Development Institute | Method for producing dispersed oxide reinforced ferritic steel having coarse grain structure and being excellent in high temperature creep strength |
| RU2246379C1 (ru) * | 2004-02-25 | 2005-02-20 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Способ получения композиционного материала |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US20190309402A1 (en) | Aluminum alloy products having fine eutectic-type structures, and methods for making the same | |
| US7767138B2 (en) | Process for the production of a molybdenum alloy | |
| Konstantinov et al. | Ti-B-based composite materials: Properties, basic fabrication methods, and fields of application | |
| CN104759830B (zh) | 生产性能增强的金属材料的方法 | |
| Guo et al. | Microstructural evolution and final properties of a cold-swaged multifunctional Ti–Nb–Ta–Zr–O alloy produced by a powder metallurgy route | |
| EP2385884A2 (en) | A method for forming high strength aluminum alloys containing l12 intermetallic dispersoids | |
| SE0950007A1 (sv) | Ny process | |
| Liu et al. | Effects of Tantalum on the microstructure and properties of Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy fabricated via laser additive manufacturing | |
| JP2012207283A (ja) | 耐熱高強度アルミニウム合金およびその製造方法 | |
| XIAO et al. | Microstructures and mechanical properties of TiAl alloy prepared by spark plasma sintering | |
| Sheng et al. | Effect of extrusion process on microstructure and mechanical properties of Ni3Al-B-Cr alloy during self-propagation high-temperature synthesis | |
| Nazik et al. | Determination of effect of B 4 C content on density and tensile strength of AA7075/B 4 C composite produced via powder technology | |
| CN111676411A (zh) | 一种微合金化高强韧动密封材料及其制备方法 | |
| XIAO et al. | Microstructure and mechanical properties of TiAl-based alloy prepared by double mechanical milling and spark plasma sintering | |
| Chang et al. | Influences of soaking time in hot isostatic pressing on strength of inconel 718 superalloy | |
| JPWO2013099791A1 (ja) | Ｍｏ−Ｓｉ−Ｂ系合金粉末、金属材料原料粉末およびＭｏ−Ｓｉ−Ｂ系合金粉末の製造方法 | |
| XU et al. | Microstructure and mechanical properties of Ti–43Al–9V alloy fabricated by spark plasma sintering | |
| CN108251670B (zh) | 耐高温金属间化合物合金的制备方法 | |
| RU2560484C1 (ru) | Способ получения композиционного материала на основе железа | |
| Lagos et al. | Synthesis of γ-TiAl by thermal explosion+ compaction route: Effect of process parameters and post-combustion treatment on product microstructure | |
| Vodennikova et al. | Investigation of Mechanical Properties and Structure of Inconel 718 Alloy Obtained by Selective Laser Sintering from Powder Produced by'LPW'. | |
| Abakumov et al. | High performance titanium powder metallurgy components produced from hydrogenated titanium powder by low cost blended elemental approach | |
| RU2563084C1 (ru) | Способ получения высокотемпературного композиционного материала на основе никеля | |
| Gülsoy et al. | Injection molding of mechanical alloyed Ti–Fe–Zr powder | |
| RU2632047C1 (ru) | СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ПОРОШКОВОГО СПЛАВА TiNi С ВЫСОКИМ УРОВНЕМ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ |