RU2703670C9 - Заготовка из сплава на основе кобальта, изготовленная по аддитивной технологии, изделие из сплава на основе кобальта и способ их изготовления - Google Patents
Заготовка из сплава на основе кобальта, изготовленная по аддитивной технологии, изделие из сплава на основе кобальта и способ их изготовления Download PDFInfo
- Publication number
- RU2703670C9 RU2703670C9 RU2018132087A RU2018132087A RU2703670C9 RU 2703670 C9 RU2703670 C9 RU 2703670C9 RU 2018132087 A RU2018132087 A RU 2018132087A RU 2018132087 A RU2018132087 A RU 2018132087A RU 2703670 C9 RU2703670 C9 RU 2703670C9
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- cobalt
- alloy
- alloy powder
- based alloy
- product
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 44
- 239000000654 additive Substances 0.000 title claims abstract description 36
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 title claims abstract description 36
- 229910000531 Co alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 28
- 238000000034 method Methods 0.000 title description 49
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 273
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 250
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims abstract description 135
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 46
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 claims abstract description 43
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 claims abstract description 40
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 32
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims abstract description 31
- 238000005204 segregation Methods 0.000 claims abstract description 30
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims abstract description 30
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 27
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 26
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 claims abstract description 23
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 23
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 41
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 41
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 39
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 38
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 37
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 32
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 27
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 27
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 22
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 21
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 10
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 238000007712 rapid solidification Methods 0.000 claims description 8
- 238000007711 solidification Methods 0.000 claims description 8
- 230000008023 solidification Effects 0.000 claims description 8
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 6
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims description 5
- 230000035882 stress Effects 0.000 claims description 5
- 230000001678 irradiating effect Effects 0.000 claims description 4
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 claims description 3
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 3
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 claims description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 8
- 239000000047 product Substances 0.000 description 75
- 210000004027 cell Anatomy 0.000 description 25
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 24
- 239000000463 material Substances 0.000 description 24
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 16
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 14
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 14
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 14
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 13
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 12
- 230000008569 process Effects 0.000 description 12
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 10
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 9
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 9
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 9
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 8
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 7
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 7
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 7
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 7
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 7
- 238000011160 research Methods 0.000 description 6
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 5
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 5
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 5
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 4
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 4
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 4
- 238000005495 investment casting Methods 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 4
- 238000010146 3D printing Methods 0.000 description 3
- 238000004220 aggregation Methods 0.000 description 3
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 3
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 3
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 3
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 3
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 3
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000149 argon plasma sintering Methods 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 2
- 238000009689 gas atomisation Methods 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 2
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 2
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 2
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 2
- 229920003023 plastic Polymers 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004594 Masterbatch (MB) Substances 0.000 description 1
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000883 Ti6Al4V Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- LGLOITKZTDVGOE-UHFFFAOYSA-N boranylidynemolybdenum Chemical compound [Mo]#B LGLOITKZTDVGOE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 210000002421 cell wall Anatomy 0.000 description 1
- 238000009690 centrifugal atomisation Methods 0.000 description 1
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- UFGZSIPAQKLCGR-UHFFFAOYSA-N chromium carbide Chemical compound [Cr]#C[Cr]C#[Cr] UFGZSIPAQKLCGR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003181 co-melting Methods 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 239000000567 combustion gas Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000003009 desulfurizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000008034 disappearance Effects 0.000 description 1
- 230000005611 electricity Effects 0.000 description 1
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000011049 filling Methods 0.000 description 1
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 1
- 230000036541 health Effects 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 238000001465 metallisation Methods 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 1
- 229920000642 polymer Polymers 0.000 description 1
- 239000002243 precursor Substances 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 1
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 1
- VSZWPYCFIRKVQL-UHFFFAOYSA-N selanylidenegallium;selenium Chemical compound [Se].[Se]=[Ga].[Se]=[Ga] VSZWPYCFIRKVQL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 239000012798 spherical particle Substances 0.000 description 1
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 229910003470 tongbaite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004627 transmission electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/10—Sintering only
- B22F3/105—Sintering only by using electric current other than for infrared radiant energy, laser radiation or plasma ; by ultrasonic bonding
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y10/00—Processes of additive manufacturing
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y50/00—Data acquisition or data processing for additive manufacturing
- B33Y50/02—Data acquisition or data processing for additive manufacturing for controlling or regulating additive manufacturing processes
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
- B33Y70/10—Composites of different types of material, e.g. mixtures of ceramics and polymers or mixtures of metals and biomaterials
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
-
- 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
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
- B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
- B22F10/20—Direct sintering or melting
- B22F10/28—Powder bed fusion, e.g. selective laser melting [SLM] or electron beam melting [EBM]
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
- B22F10/30—Process control
- B22F10/36—Process control of energy beam parameters
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
- B22F10/60—Treatment of workpieces or articles after build-up
- B22F10/64—Treatment of workpieces or articles after build-up by thermal means
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
- B22F2003/248—Thermal after-treatment
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2301/00—Metallic composition of the powder or its coating
- B22F2301/15—Nickel or cobalt
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2304/00—Physical aspects of the powder
- B22F2304/10—Micron size particles, i.e. above 1 micrometer up to 500 micrometer
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
- B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F5/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product
- B22F5/04—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the special shape of the product of turbine blades
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
- B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
- B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
- B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
- B22F9/082—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y80/00—Products made by additive manufacturing
-
- 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
- C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
-
- 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
- C22C1/10—Alloys containing non-metals
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Optics & Photonics (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Automation & Control Theory (AREA)
- Ceramic Engineering (AREA)
- Civil Engineering (AREA)
- Composite Materials (AREA)
- Structural Engineering (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
Изобретение относится к изготовленной по аддитивной технологии заготовке из сплава на основе кобальта, имеющего химический состав, содержащий, мас.%: 0,08-0,25 С; не более 0,1 В; 10-30 Cr; не более 30 Fe и Ni в суммарном количестве, где Fe составляет не более 5; 5-12 W и/или Мо в суммарном количестве; 0,5-2 Ti, Zr, Nb и Та в суммарном количестве; не более 0,5 Si; не более 0,5 Mn; 0,003-0,04 N и остальное - Со и примеси. Заготовка содержит кристаллические зерна со средним размером 10-100 мкм, в которых компоненты, составляющие карбидную фазу МС-типа, содержащую Ti, Zr, Nb и/или Та, сегрегированы в граничных областях сегрегационных ячеек, и/или образовавшиеся в результате выпадения зерна карбидной фазы МС-типа располагаются на среднем межзеренном расстоянии 0,15-1,5 мкм. Изделие из сплава на основе кобальта представляет собой поликристаллическое тело, содержащее зерна со средним размером 20-145 мкм. Заготовку получают путем послойного нанесения порошка на подложку посредством облучения лазерным лучом локальных участков. Изделие получают посредством термической обработки заготовки при 1100-1200°С в течение 0,5-10 ч с образованием твердого раствора. 4 н. и 13 з.п. ф-лы, 8 ил., 3 табл., 5 пр.
Description
ЗАЯВЛЕНИЕ ОБ УСТАНОВЛЕНИИ ПРИОРИТЕТА
По настоящей заявке испрашивается приоритет на основании заявки на патент Японии №2017-172999, поданной 8 сентября 2017, содержание которой включено посредством ссылки в настоящую заявку.
ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
Настоящее изобретение относится к заготовкам из сплава на основе кобальта, имеющим превосходные механические характеристика и, в частности, к изготовленной по аддитивной технологии заготовке из сплава на основе кобальта, изделию из сплава на основе кобальта, изготовленному на основе этой заготовки, а также способу изготовления этих заготовки и изделия.
ОПИСАНИЕ ПРЕДШЕСТВУЮЩЕГО УРОВНЯ ТЕХНИКИ
Заготовки из сплавов на основе кобальта (Со) наряду с заготовками из сплавов на основе никеля (Ni) представляют собой типичные заготовки из материалов жаростойких сплавов. Эти сплавы, называемые также суперсплавами, широко используются для изготовления высокотемпературных элементов конструкции турбин (например, газовых турбин, паровых турбин и т.д.). Заготовки из сплавов на основе Со имеют более высокую стоимость материалов, чем заготовки из сплавов на основе Ni. Однако превосходство этих заготовок по коррозионной стойкости и сопротивлению истиранию и простота упрочнения за счет образования твердого раствора обеспечивают использование этих заготовок при изготовлении таких элементов конструкции, как лопатки статора турбины и камеры сгорания.
В материалах сплавов на основе Ni применение самых различных технических решений по усовершенствованию составов и процессов получения материалов жаростойких сплавов привело к развитию технологии упрочнения за счет выпадения γ'-фазы (например, фазы Ni3 (Al, Ti)) - направления, которое в настоящее время стало основным. В то же время в материалах сплавов на основе Со выпадения фазы интерметаллидных соединений, которая способствует повышению механических характеристик, такой как γ'-фаза в материалах сплавов на основе Ni, практически не наблюдается, и это послужило стимулом для проведений научных исследований в области упрочнения за счет выпадения карбидной фазы (дисперсионного упрочнения карбидной фазой).
Например, в заявке № JPH61(1986)-243143 А раскрыт суперпластичный сплав на основе Со с матрицей, имеющей размер кристаллических зерен, составляющий не более 10 мкм, и зернами карбида в гранулированной форме или в форме частиц с размером зерен, составляющим 0,5-10 мкм, образовавшимися в результате выпадения в этой матрице. Сплав на основе Со включает в себя 0,15-1 масс. % С, 15-40 масс. % Cr, 3-15 масс. % W или Мо, не более 1 масс. % В, 0-20 масс. % Ni, 0-1,0 масс. % Nb, 0-1,0 масс. % Zr, 0-1.0 масс. % Та, 0-3 масс. % Ti, 0-3 масс. % Al и остальное - Со. В соответствии с этой заявкой № JP61 (1986)-243143 А может быть создан суперпластичный сплав на основе Со, обладающий суперпластичностью и имеющий удлинение, составляющее не менее 70%, даже в низкотемпературном диапазоне (например, при 950°С), с возможностью формирования заготовки сложной формы в результате пластической обработки, такой как ковка.
В заявке № JPH 7 (1995)-179967 А раскрыт сплав на основе Со, обладающий превосходной коррозионной стойкостью, высоким сопротивлением истиранию и жаропрочностью. Сплав включает в себя 21-29 масс. % Cr, 15-24 масс. % Мо, 0,5-2 масс. % В, 0,1-0,5 масс. % Si, 1-2 масс. % С, не более 2 масс. % Fe, не более 2 масс. % Ni и остальное - практически Со. В соответствии с этой заявкой № JPH 7 (1995)-179967 А сплав на основе Со имеет композитную структуру с относительно мелкодисперсным распределением борида молибдена и карбида хрома в четырехфазном сплаве Со, Cr, Мо и Si и обладает превосходной коррозионной стойкостью, высоким сопротивление истиранию и жаропрочностью.
При этом в последние годы большое развитие качестве технологии для изготовления готовых изделий сложной формы, близкой к заданной, получила технология трехмерного формования (так называемая 3D-печать), такая как метод послойного формования или АМ-метод (аддитивная технология). В настоящее время ведутся активные научно-исследовательские работы по использованию технологии трехмерного формования применительно к элементам конструкций из жаропрочных сплавов.
Например, в заявке № JP2016-535169 (WO 2015/073081 А1) раскрыт способ формирования слоев, включающий в себя следующие этапы: (а) этап приготовления исходного материала для гранулированного композитного порошка, имеющего пористость не более 20%; (b) этап осаждения первой порции указанного порошка на целевую поверхность; (с) этап энергетического воздействия на порошок указанной первой порции, приводящего к спеканию, сплавлению или плавлению частиц порошка и обеспечивающего формирование первого слоя; (d) этап осаждения второй порции порошка на указанный первый слой; и (е) этап энергетического воздействия на порошок указанной второй порции, приводящего к спеканию, сплавлению или плавлению частиц порошка и обеспечивающего формирование второго слоя. При этом источником энергетического воздействия служит лазер, размещенный над указанным первым слоем.
В заявке № JP 2016-535169 (WO 2015/073081 A1) рассматривается использование лазера при селективном лазерном плавлении (SLM) или прямом лазерном плавлении металлов (DMLM) для полного расплавления материала. Полное расплавление, как правило, используется применительно к мономатериалу (например, к чистому титану или отдельному сплаву, такому как Ti-6Al-4V) с одной точкой плавления. В то же время в случае различных материалов - нескольких металлов, сплавов или комбинаций сплавов и других материалов, таких как пластмассы, керамика, полимеры, карбиды или стекла, применяется, как правило, метод прямого лазерного спекания (SLS) или прямого лазерного спекания металлов (DMLS). При этом спекание представляет собой технологию, отличную от плавления, позволяющую не полностью расплавлять порошок исходного материала, а нагревать его до такой степени, чтобы обеспечить совместное плавление на молекулярном уровне.
Поскольку 3D-печать обеспечивает возможность непосредственного формирования элементов конструкций даже сложной формы, изготовление высокотемпературных элементов конструкций турбин по методу 3D-печати представляется чрезвычайно привлекательным с точки зрения сокращения времени изготовления и повышения производительности труда (то есть с точки зрения снижения стоимости изготовления).
Считается, что материалы сплавов на основе Со, такие как раскрытые в заявках № JPH61(1986)-243143 А и № JPH7(1995)-179967 А, имеют механические характеристики, превосходящие соответствующие характеристики сплавов на основе Со, известных из уровня техники. Однако механические характеристики этих материалов не достигают уровня механических характеристик материалов сплавов на основе Ni, упрочняемых за счет выпадения, последних лет. Поэтому в настоящее время объектом многочисленных исследований по использованию заготовок, изготовленных по аддитивной технологии (АМ-заготовок), в качестве высокотемпературных элементов конструкций турбин являются материалы сплавов на основе Ni, упрочняемых за счет выпадения.
Однако недостатками АМ-заготовок из упрочняемых за счет выпадения сплавов на основе Ni являются затрудненность образования γ'-фазы, имеющей ключевое значение для механически характеристик этих заготовок, и возникновение внутренних дефектов в готовых изделиях, что не позволяет достичь достаточного уровня ожидаемых механических характеристик. Причина заключается в том, что вследствие оптимизации современных материалов сплавов на основе Ni, упрочняемых за счет выпадения, которые используются для высокотемпературных элементов конструкций турбин, в результате процессов плавки и ковки в высоком вакууме на этапах приготовления порошка сплава для AM и выполнения AM происходит беспрепятственное окисление и азотирование элементов Al и Ti, которые входят в состав γ'-фазы.
В то же время при изготовлении материалов сплавов на основе Со, таких как материалы, раскрытые в заявках № JP61(1986)-243143 А и № JPH7(1995)-179967 А, выпадения фаз интерметаллидных соединений, таких как γ'-фаза, в материалах сплавов на основе Ni, не требуется, и, следовательно, материалы сплавов на основе Со не содержат большого количества легкоокисляющихся Al и Ti, что означает возможность использования процессов плавки и ковки в воздушной атмосфере при изготовлении этих материалов. Поэтому такие материалы сплавов на основе Со считаются предпочтительными при производстве порошков сплавов для AM и АМ-заготовок. Кроме того, по коррозионной стойкости и сопротивлению истиранию материалы из сплавов на основе Со сопоставимы или превосходят сплавы на основе Ni.
Однако, как было указано выше, материалы сплавов на основе Со, известные из уровня техники, имеют такие недостатки, как низкие по сравнению с материалами сплавов на основе Ni, упрочняемых за счет выпадения γ'-фазы, механические характеристики, Другими словами, возможность достижения в материалах сплавов на основе Со механических характеристик, сравнимых или превосходящих соответствующие характеристики материалов сплавов на основе Ni, упрочняемых за счет выпадения γ'-фазы (например, температуры ползучести, выдерживаемой в течение 100000 часов при напряжении 58 МПа, не ниже 875°С, предела прочности при растяжении при комнатной температуре не менее 500 МПа и т.д.), позволила бы сделать АМ-заготовки из сплава на основе Со чрезвычайно привлекательными для изготовления высокотемпературных элементов конструкций турбин.
КРАТКОЕ ИЗЛОЖЕНИЕ СУЩНОСТИ ИЗОБРЕТЕНИЯ
С учетом изложенных выше обстоятельств задачей настоящего изобретения является создание изготовленной по аддитивной технологии заготовки из материала сплава на основе Со, имеющего механические характеристики, сопоставимые или превосходящие соответствующие характеристики материалов сплавов на основе Ni, упрочненных за счет выпадения, и изделия из сплава на основе Со, изготовленного на основе этой изготовленной по аддитивной технологии заготовки. Другая задача изобретения заключается в разработке способа изготовления этих изготовленной по аддитивной технологии заготовки и изделия из сплава на основе Со.
(I) Одним объектом настоящего изобретения является изготовленная по аддитивной технологии заготовка из сплава на основе кобальта. Сплав на основе кобальта имеет химический состав, включающий в себя: 0,08-0,25 масс. % углерода (С); не более 0,1 масс. % бора (В); 10-30 масс. % хрома (Cr); не более 30 масс. % железа (Fe) и никеля (Ni) в суммарном количестве, где железо (Fe) составляет не более 5 масс. %; 5-12 масс. % вольфрама (Wo) и/или молибдена (Мо) в суммарном количестве; 0,5-2 масс. % титана (Ti), циркония (Zr), ниобия (Nb) и тантала (Та) в суммарном количестве; не более 0,5 масс. % кремния (Si); не более 0,5 масс. % марганца (Mn); 0,003-0,04 масс. % азота (N); и остальное - кобальт (Со) и примеси. Изготовленная по аддитивной технологии заготовка представляет собой поликристаллическое тело, содержащее кристаллические зерна со средним размером 10-100 мкм. В кристаллических зернах этого поликристаллического тела сформированы сегрегационные ячейки со средним размером 0,15-1,5 мкм, в которых компоненты, составляющие карбидную фазу МС-типа, содержащую Ti, Zr, Nb и/или Та, сегрегированы в граничных областях сегрегационных ячеек, и/или образовавшиеся в результате выпадения зерна карбидной фазы МС-типа располагаются на среднем межзеренном расстоянии 0,15-1,5 мкм.
В вышеупомянутую изготовленную по аддитивной технологии заготовку (I) из сплава на основе Со в соответствии с изобретением могут быть внесены приводимые ниже изменения и дополнения.
(i) Указанный химический состав сплава на основе Со может содержать 0,01-1 масс. % Ti, 0,05-1,5 масс. % Zr, 0,02-1 масс. % Nb и 0,05-1,5 масс. % Та; и
(ii) Указанный химический состав сплава на основе Со может содержать в качестве примесей не более 0,5 масс. % алюминия (Al) и не более 0,04 масс. % кислорода (О).
(II) Другим объектом изобретения является изделие, сформированное из сплава на основе Со, имеющего химический состав, включающий в себя: 0,08-0,25 масс. % С; не более 0,1 масс. % В; 10-30 масс. % Cr; не более 30 масс. % Fe и Ni в суммарном количестве, где Fe составляет не более 5 масс. %; 5-12 масс. % W и/или Мо в суммарном количестве; 0,5-2 масс. % Ti, Zr, Nb и Та в суммарном количестве; не более 0,5 масс. % Si; не более 0,5 масс. % Mn; 0,003-0,04 масс. % N; и остальное - Со и примеси. Указанное изделие представляет собой поликристаллическое тело, содержащее кристаллические зерна со средним размером 20-145 мкм. В кристаллических зернах этого поликристаллического тела зерна карбидной фазы МС-типа, содержащей титан, цирконий, ниобий и/или тантал, образовавшиеся в результате выпадения, располагаются на среднем межзеренном расстоянии 0,15-1,5 мкм.
В вышеупомянутое изделие (II) из сплава на основе Со в соответствии с изобретением могут быть внесены приводимые ниже изменения и дополнения.
(iii) Условный предел текучести с остаточной деформацией 0,2% при комнатной температуре для этого изделия может составлять не менее 500 МПа, а температура ползучести, выдерживаемая в течение 100000 часов при напряжении 58 МПа, - не ниже 875°С;
(iv) Химический состав сплава на основе Со может включать в себя 0,01-1 масс. % Ti, 0,05-1,5 масс. % Zr, 0,02-1 масс. % Nb и 0,05-1,5 масс. % Та;
(v) Химический состав сплава на основе Со может включать в себя, в качестве примесей не более 0,5 масс. % Al и не более 0,04 масс. % О;
(vi) Это изделие может представлять собой высокотемпературный элемент конструкции турбины;
(vii) Этот высокотемпературный элемент конструкции турбины может представлять собой лопатку статора турбины или сопло камеры сгорания.
(III) Еще одним другим объектом изобретения является способ изготовления вышеупомянутой изготовленной по аддитивной технологии заготовки из сплав на основе Со. Способ изготовления включает в себя: этап приготовления порошка сплава, заключающийся в приготовлении порошка сплава на основе Со, имеющего указанный химический состав, где этот порошок сплава на основе Со имеет заданный размер частиц; и этап селективного лазерного плавления, заключающийся в формировании изготовленной по аддитивной технологии заготовки в результате поочередного повторения подэтапа приготовления подложки из порошка сплава, заключающегося в размещении порошка сплава на основе Со в виде подложки из порошка сплава, имеющей заданную толщину, и подэтапа затвердевания лазерного расплава, заключающегося в облучении заданного участка подложки из порошка сплава лазерным лучом для обеспечения локального расплавления и быстрого затвердевания порошка сплава на основе Со на указанном заданном участке. Указанную заданную толщину h (в мкм) подложки из порошка сплава, выходную мощность Р (в Вт) указанного лазерного луча и скорость S (в мм/с) сканирования этого лазерного луча регулируют так, чтобы обеспечить выполнение следующих условий: ’’15<h<150’’ и ’’67 × (P/S)-3,5<h<2222×(P/S)+13’’.
В вышеупомянутый способ изготовления изготовленной по аддитивной технологии заготовки (III) из сплава на основе Со в соответствии с изобретением могут быть внесены приводимые ниже изменения и дополнения.
(viii) Этап приготовления порошка сплава может включать в себя подэтап классификации порошка сплава, заключающийся в выделении частиц порошка сплава на основе Со с размером 5-100 мкм.
(IV) Еще одним другим объектом изобретения является способ изготовления вышеупомянутого изделия из сплава на основе Со. Этот способ изготовления включает в себя: этап приготовления порошка сплава, заключающийся в приготовлении порошка сплава на основе Со, имеющего указанный химический состав, где этот порошок сплава на основе Со имеет заданный размер частиц; этап селективного лазерного плавления, заключающийся в формировании изготовленной по аддитивной технологии заготовки в результате поочередного повторения подэтапа приготовления подложки из порошка сплава, заключающегося в размещении порошка сплава на основе Со в виде подложки из порошка сплава, имеющей заданную толщину, и подэтапа затвердевания лазерного расплава, заключающегося в облучении заданного участка подложки из порошка сплава лазерным лучом для обеспечения локального расплавления и быстрого затвердевания порошка сплава на основе Со на указанном заданном участке, и этап термической обработки с образованием твердого раствора, заключающийся в термической обработке изготовленной по аддитивной технологии заготовки при температуре в диапазоне 1100-1200°С с длительностью выдержки 0,5-10 час, где эта термическая обработка обеспечивает образование твердого раствора. Указанную заданную толщину h (в мкм) подложки из порошка сплава, выходную мощность Р (в Вт) указанного лазерного луча и скорость S (в мм/с) сканирования этого лазерного луча регулируют так, чтобы обеспечить выполнение следующих условий: ’’15<h<150’’ и ’’67×(P/S)-3,5<h<2222×(P/S)+13’’.
В вышеупомянутый способ изготовления изделия (IV) из сплава на основе Со в соответствии с изобретением могут быть внесены приводимые ниже изменения и дополнения.
(ix) Этап приготовления порошка сплава может включать в себя подэтап классификации порошка сплава, заключающийся в выделении частиц порошка сплава на основе Со с размером 5-100 мкм; и
(x) Способ изготовления может дополнительно включает в себя этап старящей термической обработки, заключающийся в старящей термической обработке изготовленной по аддитивной технологии заготовки при температуре в диапазоне 750-1000°С с длительностью выдержки 0,5-10 час, выполняемый после этапа термической обработки с образованием твердого раствора.
ПРЕИМУЩЕСТВА ИЗОБРЕТЕНИЯ
В соответствии с настоящим изобретением могут быть созданы: изготовленная по аддитивной технологии заготовка из материала сплава на основе Со, имеющего механические характеристики, сопоставимые или превосходящие соответствующие характеристики материалов сплавов на основе Ni, упрочненных за счет выпадения, и изделие из сплава на основе Со, изготовленное на основе этой изготовленной по аддитивной технологии заготовки, а также способ изготовления этих изготовленной по аддитивной технологии заготовки и изделия из сплава на основе Со.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
Фиг. 1 - блок-схема типичного процесса реализации способа изготовления изделия из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения;
Фиг. 2 - пример полученного с помощью сканирующего электронного микроскопа (SEM) изображения АМ-заготовки из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения;
Фиг. 3 - схематический вид в перспективе лопатки статора турбины, представляющей собой изделие из сплава на основе Со, в качестве высокотемпературного элемента конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления изобретения;
Фиг. 4 - схематический вид в разрезе газовой турбины, снабженной изделием из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения;
Фиг. 5 - SEM-изображение типичной микроструктуры АМ-заготовки из сплава на основе Со, сформированной LMD-методом;
Фиг. 6 - SEM-изображение типичной микроструктуры литой заготовки из сплава на основе Со, сформированной методом точного литья;
Фиг. 7 - график типичной зависимости между средним размером сегрегационных ячеек АМ-заготовок из сплава на основе Со и условным пределом текучести с остаточной деформаций 0,2% в изделиях из сплава на основе Со; и
Фиг. 8 - диаграмма зависимости между толщиной подложки из порошка сплава и локальным подводом теплоты, иллюстрирующая типичные условия SLM для получения АМ-заготовок из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения.
ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ПРЕДПОЧТИТЕЛЬНЫХ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
Основная концепция настоящего изобретения
Как указывалось выше, были проведены различные научно-исследовательские и опытно-конструкторские работы по упрочнению материалов сплавов на основе Со в результате выпадения карбидной фазы. Карбидные фазы, которые способствуют упрочнению за счет выпадения, включают в себя карбидные фазы МС-типа, например, Ti, Zr, Nb и Та, а также комплексные карбидные фазы этих металлических элементов.
Компонент С, являющийся необходимым для образования карбидной фазы с каждым из Ti, Zr, Nb и Та, обладает склонностью к значительной сегрегации на конечных участках затвердевания (например, на границах дендритов, границах кристаллических зерен и т.д.) на этапах плавления и затвердевания сплава на основе Со. Так, в материалах сплавов на основе Со, известных из уровня техники, зерна карбидной фазы выпадают вдоль границ дендритов и границ кристаллических зерен в маточной фазе. Например, в обычном литейном материале на основе Со средний шаг между границами дендритов и средний размер кристаллических зерен составляют порядке 101-102 мкм, и поэтому средний шаг между зернами карбидной фазы также составляет порядка 101-102 мкм. Кроме того, даже при процессе с относительно высокой скоростью затвердевания, например при лазерной сварке, средний шаг между зернами карбидной фазы на затвердевших участках составляет приблизительно 5 мкм.
Общеизвестно, что упрочнение за счет выпадения в сплавах обратно пропорционально среднему шагу между участками выпадения, и считается, что упрочнение за счет выпадения эффективно только в том случае, когда средний шаг между участками выпадения составляет не более 2 мкм. Однако в вышеупомянутой, известной из уровня техники технологии средний шаг между участками выпадения в материале сплава на основе Со не достигает этого уровня, и получить достаточный эффект упрочнения за счет выпадения не удается. Другими словами, при использовании технологии, известной из уровня техники, обеспечение мелкодисперсного выпадения зерен карбидной фазы, которое могло бы способствовать упрочнению сплавов, представляется затруднительным, что является определяющим фактором более низких механических характеристик материалов сплавов на основе Со по сравнению с упрочняемыми за счет выпадения материалами сплавов на основе Ni.
При этом другая карбидная фаза, которая может выпадать в сплавах на основе Со, представляет собой карбидную фазу Cr. Так как компонент Cr имеет чрезвычайно высокую растворимость в твердом состоянии в маточной фазе сплава на основе Со с образованием твердого раствора и низкую сегрегируемость, то возможность дисперсного выпадения карбидной фазы Со в кристаллических зернах маточной фазы существует. Однако, как известно, карбидная фаза Cr характеризуется низкой согласованностью по параметрам решетки с кристаллами маточной фазы сплава на основе Со и не так эффективна в качестве фазы упрочнения за счет выпадения.
Авторами настоящего изобретения было сделано предположение о возможности значительного повышения механических характеристик материалов сплавов на основе Со в случае обеспечения дисперсного выпадения зерен карбидной фазы, способствующих упрочнению за счет выпадения, в кристаллических зернах маточной фазы. С учетом характерной превосходной коррозионной стойкости и высокого сопротивления истиранию материалов сплавов на основе Со было сделано предположение о возможности создания жаропрочного материала сплава, превосходящего по характеристикам материалы сплавов на основе Ni, упрочняемые в результате выпадения.
Для получения такого материала сплава на основе Со авторами настоящего изобретения были проведены глубокие научные исследование по разработке составов сплавов и способов изготовления этих сплавов. В результате была открыта возможность обеспечения дисперсного выпадения зерен карбидной фазы, способствующих упрочнению сплава, в кристаллических зернах маточной фазы материала сплава на основе Со в способе изготовления, в том числе в АМ-способе (в частности, в способе селективного лазерного плавления) за счет оптимизации состава сплава и регулирования подвода теплоты для локального плавления и быстрого затвердевания. Настоящее изобретение было создано на основе этого открытия.
Ниже приводится описание предпочтительных вариантов осуществления настоящего изобретения, сопровождаемое ссылками на прилагаемые чертежи. Однако изобретение не ограничивается частными вариантами осуществления, описываемыми ниже, и допускается возможность использования различных комбинаций с известным уровнем техники и модификаций на основе известного уровня техники, не выходящих за пределы сущности и объема изобретения.
Способ изготовления заготовки из сплава на основе Со по аддитивной технологии/изделия из сплава на основе Со
На фиг. 1 представлена блок-схема последовательности операций в типичном процессе реализации способа изготовления изделия из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения. Как показано на фиг. 1, способ изготовления изделия из сплава на основе Со по сути включает в себя: этап S1 приготовления порошка сплава, заключающийся в приготовлении порошка сплава на основе Со; этап S2 селективного лазерного плавления, заключающийся в формировании АМ-заготовки целевой формы с использованием приготовленного сплава на основе Со; этап S3 термической обработки с образованием твердого раствора, заключающийся в термической обработке сформированной АМ-заготовки, где эта термическая обработка обеспечивает образование твердого раствора; и этап S4 старящей термической обработки, заключающийся в старящей термической обработке АМ-заготовки, подвергнутой термической обработке с образованием твердого раствора. При этом АМ-заготовка, полученная на этапе S2 селективного лазерного плавления, представляет собой изготовленную по аддитивной технологии заготовку из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения.
Ниже приводится более подробное описание каждого из этапов.
Этап приготовления порошка сплава
На этапе S1 приготавливают порошок сплава на основе Со, имеющий заданный химический состав. Этот химический состав в предпочтительном варианте включает в себя: 0,08-0,25 масс. % С; не более 0,1 масс. % В; 10-30 масс. % Cr; не более 30 масс. % Fe и Ni в суммарном количестве, где Fe составляет не более 5 масс. %; 5-12 масс. % W и/или Мо в суммарном количестве; 0,5-2 масс. % Ti, Zr, Nb и Та в суммарном количестве; не более 0,5 масс. % Si; не более 0,5 масс. % Mn; 0,003-0,04 масс. % N; и остальное - Со и примеси.
С: 0,08-0,25 масс. %
Компонент Со представляет собой важный компонент, образующий карбидную фазу МС-типа, используемую в качестве выпадающей упрочняющей фазы (эту карбидную фазу МС-типа можно называть "карбидной фазой Ti, Zr, Nb и/или Та" или "упрочняющей карбидной фазой"). Содержание компонента С в предпочтительном варианте составляет 0,08-0.25 масс. %, в более предпочтительном варианте - 0,1-0.2 масс. %, а в еще более предпочтительном варианте - 0,12-0,18 масс. %. В случае, когда содержание С составляет менее 0,08 масс. %, количество выпадающей упрочняющей карбидной фазы становится недостаточным, что не позволяет получить достаточный эффект повышения механических характеристик. В то же время, в случае, когда содержание С составляет более 0,25 масс. %, материал сплава становится чрезмерно твердым, что приводит к снижению пластичности и ударной вязкости.
В: не более 0,1 масс. %
Компонент В способствует повышению способности к взаимному соединению границ кристаллических зерен (к так называемому зернограничному упрочнению). Несмотря на то, что компонент В не является обязательным компонентом, в случае наличия этого компонента в сплаве его содержание в предпочтительном варианте составляет не более 0,1 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 0,005-0,05 масс. %. В случае, когда содержание компонента В составляет более 0,1 масс. %, возникает предрасположенность к растрескиванию АМ-заготовки во время формирования (например, к растрескиванию при затвердевании).
Cr: 10-30 масс. %
Компонент Cr способствует повышению коррозионной стойкости и стойкости к окислению. Содержание компонента Cr в предпочтительном варианте составляет 10-30 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 10-25 масс. %. В случае, когда на внешнюю поверхность изделия из сплава на основе Со наносят слой коррозионностойкого покрытия, содержание компонента Cr в еще более предпочтительном варианте составляет 10-18 масс. %. В случае, когда содержание Cr составляет менее 10 масс. %, коррозионная стойкость и стойкость к окисления становятся недостаточными, а в случае, когда содержание Cr составляет более 30 масс. % происходит образование хрупкой σ-фазы и/или избыточного количества карбидной фазы Cr, что приводит к снижению механических характеристиках (то есть ударной вязкости, пластичности, прочности и т.д.).
Ni: не более 30 масс. %
Компонент Ni является подобным компоненту Со по характеристикам, но менее дорогим, чем Со, и поэтому может быть использован для частичного замещения компонента Со. Несмотря на то, что Ni не является обязательным компонентом, в случае наличия этого компонента в сплаве его содержание в предпочтительном варианте составляет не более 30 масс. %, в более предпочтительном варианте - не более 20 масс. %, а в еще более предпочтительном варианте - 5-15 масс. %. В случае, когда содержание Ni составляет более 30 масс. %, происходит снижение сопротивления истиранию и сопротивления локальным напряжениям, являющихся характерными признаками сплавов на основе Со, что, как считается, обусловлено разницей энергий дефектов упаковки между Со и Ni.
Fe: не более 5 масс. %
Компонент Fe является намного менее дорогим, чем Ni и подобным компоненту Ni по характеристикам, и поэтому может быть использован для частичного замещения компонента Ni. Суммарное содержание Fe и Ni в предпочтительном варианте составляет не более 30 масс. %, в более предпочтительном варианте - не более 20 масс. %, а в еще более предпочтительном варианте - 5-15 масс. %. Несмотря на то, что Fe не является обязательным компонентом, в случае наличия этого компонента в сплаве его содержание в предпочтительном варианте составляет не более 5 масс. %, а в более предпочтительном варианте не более 3 масс. %. В случае, когда содержание Fe составляет более 5 масс. %, происходит снижение коррозионной стойкости и механических характеристик.
W и/или Мо: 5-12 масс. % в суммарном количестве
Компонент W и компонент Мо способствуют упрочнению маточной фазы за счет образования твердого раствора. Суммарное содержание компонента W и/или компонента Мо в предпочтительном варианте составляет 5-12 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 7-10 масс. %. В случае, когда суммарное содержание компонента W и компонента Мо составляет менее 5 масс. %, упрочнение маточной фазы за счет образования твердого раствора становится недостаточным. В то же время, в случае, когда суммарное содержание компонента W и компонента Мо составляет более 12 масс. %, возникает предрасположенность к образованию хрупкой σ-фазы, что приводит к снижению механических характеристиках (то есть ударной вязкости, пластичности и т.д.).
Re: не более 2 масс. %
Компонент Re способствует упрочнению маточной фазы за счет образования твердого раствора и повышает коррозионную стойкость. Несмотря на то, что Re не является обязательным компонентом, в случае наличия этого компонента в сплаве для частичного замещения компонента W или компонента Мо его содержание в предпочтительном варианте составляет не более 2 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 0,5-1,5 масс. %. В случае, когда содержание Re составляет более 2 масс. %, в дополнение к возникновению насыщения эффекта от воздействия компонента Re материальные затраты становятся чрезмерно высокими.
Ti, Zr, Nb и Та: 0,5-2 масс. % в суммарном количестве
Компонент Ti, компонент Zr, компонент Nb и компонент Та являются важными компонентами в составе упрочняющей карбидной фазы (карбидной фазы МС-типа). Суммарное содержание компонентов Ti, Zr, Nb и Та в предпочтительном варианте составляет 0,5-2 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 0,5-1,8 масс. %. В случае, когда суммарное содержание этих компонентов составляет менее 0,5 масс. %, количество выпадающей упрочняющей карбидной фазы становится недостаточным, что не позволяет достичь достаточного эффекта повышения механических характеристик. В то же время в случае, когда суммарное содержание указанных компонентов составляет более 2 масс. %, снижение механических характеристик происходит вследствие укрупнения зерен упрочняющей карбидной фазы, ускорения образования хрупкой фазы (например, σ-фазы), образования зерен оксидной фазы, которая не способствует упрочнению за счет выпадения, и т.д.
В частности, содержание Ti в предпочтительном варианте составляет 0,01-1 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 0,05-0,8 масс. %. Содержание Zr в предпочтительном варианте составляет 0,05-1,5 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 0,1-1,2 масс. %. Содержание Nb в предпочтительном варианте составляет 0,02-1 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 0,05-0,8 масс. %. Содержание Та в предпочтительном варианте составляет 0,05-1,5 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 0,1-1,2 масс. %.
Si: не более 0,5 масс. %
Компонент Si используется в качестве раскислителя и способствует повышению механических характеристик. Несмотря на то, что Si не является обязательным компонентом, в случае наличия этого компонента в сплаве его содержание в предпочтительном варианте составляет не более 0,5 мас. %, а в более предпочтительном - 0,01-0,3 мас. %. В случае, когда содержание Si превышает 0,5 мас. %, происходит образование крупных зерен оксида (например, SiO2), что приводит к снижению механических характеристик.
Mn: не более 0,5 масс. %
Компонент Mn используется в качестве раскислителя и десульфурирующего агента и способствует повышению механических характеристик и коррозионной стойкости. Несмотря на то, что Mn не является обязательным компонентом, в случае наличия этого компонента в сплаве его содержание в предпочтительном варианте составляет не более 0,5 масс. %, а в более предпочтительном варианте - 0,01-0,3 масс. %. В случае, когда содержание Mn составляет более 0,5 масс. %, происходит образование крупных зерен сульфида (например, MnS), что приводит к снижению механических характеристик и коррозионной стойкости.
N: 0,003-0,04 масс. %
Компонент N способствует стабилизации образования упрочняющей карбидной фазы. Содержание компонента N в предпочтительном варианте составляет 0,003-0,04 масс. %, в более предпочтительном варианте - 0,005-0,03 масс. %, а в еще более предпочтительном варианте - 0,007-0,025 масс. %. В случае, когда содержание N составляет менее 0,003 масс. %, эффект от воздействия компонента N становится недостаточным. В то же время в случае, когда содержание N составляет более 0,04 масс. %, формирование крупных зерен нитрида (например, нитрида Cr) приводит к снижению механических характеристик.
Остальное - кобальт и примеси
Компонент Со представляет собой один из ключевых компонентов сплава, и его содержание является самым большим из всех компонентов. Как было указано выше, материалы сплавов на основе Со характеризуются такими преимуществами, как коррозионная стойкость и сопротивление истиранию, сопоставимые или превосходящие аналогичные характеристики материалов сплавов на основе Ni.
Компонент Al представляет собой одну из примесей сплава и преднамеренно в состав сплава не включается. Однако случай, когда содержание Al составляет не более 0,3 масс. %, является приемлемым, так как при этом компонент Al не оказывает никакого серьезного отрицательного влияния на механические характеристика изделия из сплава на основе Со. В случае, когда содержание Al составляет более 0,3 масс. %, образование крупных зерен оксида или нитрида (например. Al2O3 или AlN) вызывает снижение механических характеристик.
Компонент О также представляет собой одну из примесей сплава и преднамеренно в состав сплава не включается. Однако случай, когда содержание О составляет не более 0,04 масс. %, является приемлемым, так как при этом компонент О не оказывает никакого серьезного отрицательного влияния на механические характеристика изделия из сплава на основе Со. В случае, когда содержание О составляет более 0,04 масс. %, образование крупных зерен каждого из оксидов (например, оксида Ti, оксида Zr, оксида Al, оксида Fe, оксида Si и т.д.) вызывает снижение механических характеристик.
На этом этапе S1 никаких особых ограничений на способ и методы получения порошка сплава на основе Со не накладывается, и могут быть использованы любые известные из уровня техники способ и метод. Например, возможно выполнение подэтапа S1a изготовления слитка маточного сплава путем смешивания, плавления и литья исходных материалов, обеспечивающее в результате получение слитка целевого химического состава, и подэтапа S1b атомизации, заключающегося в формировании порошка сплава из слитка маточного сплава. Кроме того, никаких особых ограничений на способ атомизации не накладывается, и могут быть использованы любой известный из уровня техники способ и метод. Например, в предпочтительном варианте может быть использован способ газовой атомизации или способ центробежной атомизации, обеспечивающий получение сферических частиц высокой чистоты и гомогенного состава.
Для упрощения технологического процесса и обеспечения заполнения подложки из порошка сплава на следующем этапе S2 селективного лазерного плавления размер частиц порошка сплава в предпочтительном варианте составляет 5-100 мкм, в более предпочтительном варианте - 10-70 мкм, а в еще более предпочтительном варианте - 10-50 мкм. В случае, когда размер частиц порошка сплава составляет менее 5 мкм, на следующем этапе S2 происходит снижение текучести порошка сплава (т.е. формуемости подложки из порошка сплава), что вызывает снижение точности формы АМ-заготовки. В то же время в случае, когда размер частиц порошка сплава составляет более 100 мкм, контролировать локальное плавление и быстрое затвердевание подложки из порошка сплава на следующем этапе S2 становится затруднительным, что приводит к недостаточному плавлению порошка сплава и повышению шероховатости поверхности АМ-заготовки.
С учетом вышеизложенных факторов в предпочтительном варианте подэтап S1c классификации порошка сплава выполняют с регулированием частиц порошка сплава, обеспечивающим попадание в диапазон 5-100 мкм. При этом в настоящем изобретении даже в случае, когда в результате измерения наблюдается попадание распределения частиц порошка сплава, изготовленного на подэтапе S1b атомизации, по размерам в целевой диапазон, предполагается, что подэтап S1c был выполнен.
Этап селективного лазерного плавления
Этап S2 представляет собой этап формирования АМ-заготовки, имеющей целевую форму, из приготовленного порошка сплава на основе Со в результате селективного лазерного плавления (SLM). В частности, этот этап содержит поочередное повторение подэтапа S2a приготовления подложки из порошка сплава и подэтапа S2b затвердевания лазерного расплава. На этапе S2a порошок сплава на основе Со размещают в виде подложки из порошка сплава, имеющей заданную толщину, а на этапе S2b заданный участок подложки из порошка сплава облучают лазерным лучом для обеспечения локального расплавления и быстрого затвердевания порошка сплава на основе Со на этом заданном участке.
На этом этапе S2 для получения готового изделия из сплава на основе Со, имеющего целевую микроструктуру (микроструктуру с дисперсным выпадением зерен упрочняющей карбидной фазы в кристаллических зернах маточной фазы), микроструктуру АМ-заготовки, являющейся предшественником готового изделия, подвергают контролю. При этом контроль микроструктуры этой АМ-заготовки осуществляют путем контроля локального плавления и быстрого затвердевания подложки из порошка сплава.
В частности, толщину h (в мкм) подложки из порошка сплава, выходную мощность Р (в Вт) лазерного луча и скорость S (в мм/с) сканирования этого лазерного луча в предпочтительном варианте регулируют так, чтобы обеспечить выполнение следующих условий: ’’15<h<150’’ и ’’67×(P/S)-3,5<h<2222×(P/S)+13’’. В случае невыполнения этих условий получить АМ-заготовку, имеющую целевую микроструктуру, невозможно. Этот этап S2 позволяет получить АМ-заготовку из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения.
При этом несмотря на то, что выходная мощность Р и скорость S сканирования лазерного луча в основном зависят от конфигураций лазерных устройств, эти параметры можно определить так, чтобы обеспечить выполнение следующих условий: ’’10≤Р≤1000’’ и ’’10≤S≤7000’’.
Изготовленная по аддитивной технологии заготовка из сплава на основе Со
На фиг. 2 представлен пример изображения, полученного с помощью сканирующего электронного микроскопа (SEM) АМ-заготовки из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения. Как показано на фиг. 2, АМ-заготовка из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения имеет уникальную микроструктуру, которая никогда ранее не наблюдалась.
АМ-заготовка представляет собой поликристаллическое тело со средним размером кристаллических зерен, составляющим 10-100 мкм. В этих кристаллических зернах поликристаллического тела сформированы сегрегационные ячейки (которые также можно отнести к сегрегационным микроячейкам) со средним размером, составляющим 0,15-1,5, а также зерна образовавшейся в результате выпадения упрочняющей карбидной фазы, располагающиеся со средним шагом, составляющим 0,15-1,5 мкм. В настоящем изобретении размере сегрегационных ячеек определяется как среднее длинного и короткого диаметров.
Более детальное исследование микроструктуры с использованием просвечивающей электронной микроскопии и энергодисперсионной рентгеновской спектрометрии (TEM-EDX) показало, что компоненты, составляющие упрочняющую карбидную фазу (Ti, Zr, Nb, Та и С), сегрегированы в граничных областях между соседними сегрегационными ячейками (то есть во внешних окружных областях микроячеек, подобных стенкам ячеек). Было также отмечено, что зерна образовавшейся в результате выпадения упрочняющей карбидной фазы располагаются на участках тройных точек/четверных точек граничных областей этих сегрегационных ячеек.
Этап термической обработки с образованием твердого раствора
На этапе S3 сформированную АМ-заготовку из сплава на основе Со подвергают термической обработке с образованием твердого раствора. Эту термическую обработку в предпочтительном варианте выполняют при температуре в пределах 1100-1200°С с длительностью выдержки 0,5-10 час. Никаких особых ограничений на способ охлаждения после термической обработки не накладывается, и могут быть использованы масляное охлаждение, водяное охлаждение, воздушное охлаждение или охлаждение в печи.
Эта термическая обработка с образованием твердого раствора обеспечивает возможность рекристаллизации кристаллических зерен маточной фазы в АМ-заготовке, что в результате приводит к снижению внутренних напряжений в кристаллических зернах маточной фазы АМ-заготовки, возникающих в процессе быстрого затвердевания при охлаждении. В предпочтительном варианте средний размер кристаллических зерен маточной фазы регулируют в пределах 20-145 мкм. В случае, когда средний размер этих кристаллических зерен составляет менее 20 мкм или более 145 мкм, характеристики ползучести готового изделия из сплава на основе Со становятся неудовлетворительными.
Кроме того, большой интерес представляет то, что было установлено, что в случае рекристаллизации кристаллических зерен маточной фазы начинается процесс агрегации компонентов, сегрегированных в граничных областях сегрегационных ячеек, и формирования упрочняющей карбидной фазы, который в результате приводит к исчезновению сегрегационных ячеек (то есть эти ячейки становятся ненаблюдаемыми при сканирующей электронной микроскопии или SEM). Считается, что точки агрегации, в которых начинается образование упрочняющей карбидной фазы, находятся в тройных точках/четверных точках границ прежних сегрегационных ячеек, что приводит к мелкодисперсному распределению упрочняющей карбидной фазы по всем кристаллическим зернам маточной фазы (внутри каждого кристаллического зерна и на границах кристаллических зерен).
При этом эффективное регулирование температуры и длительности выдержки в процессе термической обработки с образованием твердого раствора обеспечивает возможность перерастания упрочняющей карбидной фазы, которая начинает образовываться, в зерна без чрезмерного агрегирования/укрупнения. В таком случае изделие из сплава на основе Со, полученное на этом этапа S3, можно рассматривать как готовое изделие. Однако в целях предотвращения чрезмерного укрупнения кристаллических зерен маточной фазы (то есть в целях обеспечения стабильности производства и выхода продукции) в более предпочтительном варианте выполняют рассматриваемый ниже этап S4 старящей термической обработки.
Этап старящей термической обработки
На этапе S4 АМ-заготовки из сплава на основе Со, прошедшие термическую обработку с образованием твердого раствора, подвергают старящей обработке. Старящую обработку в предпочтительном варианте выполняют при температуре в пределах 750-1000°С с длительностью выдержки 0,5-10 час. Никаких особых ограничений на способ охлаждения после термической обработки не накладывается, и могут быть использованы масляное охлаждение, водяное охлаждение, воздушное охлаждение или охлаждение в печи.
Выполнение старящей обработки при одновременном подавлении чрезмерного укрупнения кристаллических зерен матричной фазы обеспечивает возможность перерастания упрочняющей карбидной фазы, которая начинает образовываться на этапе S3 термической обработки с образованием твердого раствора, в зерна. Полученное таким образом изделие из сплава на основе Со имеет средний размер кристаллических зерен матричной фазы, составляющий 20-145 мкм, и включает в себя зерна упрочняющей карбидной фазы, образовавшиеся в результате мелкодисперсного выпадения в каждом кристаллическом зерне и располагающиеся на среднем межзеренном расстоянии 0,15-1,5 мкм. При этом в изделии из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения, как и следовало ожидать, дисперсное выпадение зерен упрочняющей карбидной фазы происходит и на границах кристаллических зерен матричной фазы.
Завершающий этап
В случае необходимости изделие из сплава на основе Со, полученное на этапе S3 термической обработки с образованием твердого раствора или на этапе S4 старящей термической обработки, может быть подвергнуто дополнительной обработке при выполнении таких этапов, как этап формирования слоя коррозионностойкого покрытия и этап отделки поверхности, не показанные на фиг. 1.
Изделие из сплава на основе Со
На фиг. 3 представлен схематический вид в перспективе лопатки статора турбины, которая представляет собой изделие из сплава на основе Со в качестве высокотемпературного элемента конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления изобретения. Как показано на фиг. 3, лопатка 100 статора турбины включает в себя торцевую стенку 101 со стороны внутреннего кольца, участок 102 лопасти 102 и торцевую стенку 103 со стороны внешнего кольца. Внутри участка 102 лопатки, как правило, сформирована охлаждающая конструкция. Таким образом, лопатка 100 статора турбины имеет чрезвычайно сложную форму и конструкцию, и поэтому АМ-заготовки, изготовленные с формой, близкой к заданной, и изделия из сплава на основе таких АМ-заготовок имеют большую техническую ценность.
При этом, например, в случае газовой турбины для вырабатывания электроэнергии с выходной мощностью, составляющей приблизительно 30 МВт, длина участка 102 лопатки 100 статора турбины (т.е. расстояние между торцевыми стенками 101 и 103) составляет приблизительно 170 мм.
На фиг. 4 представлен схематический вид в разрезе газовой турбины, снабженной изделием из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения. Как показано на фиг. 4, газовая турбина 200 по сути включает в себя компрессорный отсек 210, предназначенный для сжатия воздуха на впуске, и турбинный отсек 220, предназначенный для направления газа сгорания топлива на лопатки турбины и получения мощности вращения. Высокотемпературный элемент конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления изобретения может быть в предпочтительном варианте использован в качестве сопла 221 турбины или лопатки 100 статора турбины внутри турбинного отсека 220. Само собой разумеется, что высокотемпературный элемент конструкции турбины в соответствии с вариантом осуществления изобретения не ограничивается использованием исключительно в газовых турбинах, и может быть использован и в других турбинах (например, в паровых турбинах).
ПРИМЕРЫ
Ниже приводится более подробное описание настоящего изобретения с примерами, соответствующими изобретению, и сравнительными примерами. При этом настоящее изобретение не ограничивается этими примерами.
Эксперимент 1
Приготовление порошков IA-1-IA-5 сплавов, используемых в примерах, соответствующих изобретению, и порошков СА1-СА5 сплавов, используемых в сравнительных примерах
Были приготовлены порошки сплавов на основе Со, имеющие химические составы, приведенные в Таблице 1, (этап S1 приготовления порошка сплава). То есть, прежде всего был выполнен подэтап S1a изготовления слитка маточного сплава, заключавшийся в смешивании исходных материалов, плавлении и литье методом вакуумной высокочастотной индукционной плавки, в результате чего был получен слиток маточного сплава (массой приблизительно 2 кг) для каждого порошка. Затем для формирования каждого порошка был выполнен подэтап S1b атомизации, заключавшийся в повторном расплавлении каждого слитка маточного сплава и газовой атомизации в атмосфере газообразного аргона.
Затем каждый полученный таким образом порошок сплава подвергали классификации на подэтапе S1c классификации порошка сплава для регулирования размера частиц. На этом этапе классификации из каждого порошка сплава был выделен порошок сплава с размером частиц 10-25 мкм (с размером S частиц) и другой порошок сплава с размером частиц 100-150 мкм (с размером L частиц).
"-" указывает на то, что элемент не был преднамеренно включен в состав порошка или не был обнаружен.
"Остальное" указывает содержание примесей, за исключением Al и О.
Как показано в Таблице 1, химические составы порошков IA-1-IA-5 сплавов соответствуют заявленным в изобретении. В то же время порошок СА-1 сплава по содержанию С и содержанию Cr не соответствует изобретению. Порошок СА-2 сплава не соответствует изобретению по содержанию С, содержанию Ni и суммарному содержанию "Ti+Zr+Nb+Та". Порошок СА-3 сплава не соответствует изобретению по содержанию N и суммарному содержанию "Ti+Zr+Nb+Та". Порошок сплава СА-4 также не соответствует изобретению по суммарному содержанию "Ti+Zr+Nb+Та". Порошок СА-5 не соответствует изобретению по содержанию W и суммарному содержанию "Ti+Zr+Nb+Та".
Эксперимент 2
Изготовление SLM-изделия из сплава с использованием порошка IA-2 и SLM-изделия из сплава с использованием порошка СА-5
С использованием порошков IA-2 и СА-5 сплавов с размером S частиц, приготовленных в результате Эксперимента 1, по методу SLM (на этапе S2 селективного лазерного плавления) были сформированы АМ-заготовки (диаметр 8 мм × высота 10 мм). При этом толщина h каждой подложки из порошка сплава и выходная мощность Р лазерного луча составляли соответственно 100 мкм и 100 Вт. Локальный подвод P/S теплоты (в Вт × с/мм = Дж/мм) регулировали за счет изменения скорости S (мм/с) сканирования лазерного луча. Регулирование локального подвода теплоты соответствовало регулированию скорости охлаждения.
Каждая сформированная таким образом АМ-заготовка была подвергнута термической обработке при 1150°С с длительностью выдержки, составившей 4 часа (на этапе S3 термической обработки с образованием твердого раствора). После этой термической обработки каждая АМ-заготовка была подвергнута термической обработке при 900°С с длительностью выдержки, составившей 4 часа (на этапе S4 старящей термической обработки), в результате чего были изготовлены SLM-изделие из сплава с использованием порошка IA-2 и SLM-изделие из сплава с использованием порошка СА-5.
Изготовление LMD-изделия из сплава с использованием порошка IA-2 и LMD-изделия из сплава с использованием порошка СА-5
С использованием порошков IA-2 и СА-5 сплавов с размером L частиц, приготовленных в результате Эксперимента 1, по методу LMD (лазерного осаждения металла) были сформированы АМ-заготовки. Каждая АМ-заготовка была подвергнута обработке, аналогичной описанной выше, - термической обработке с образованием твердого раствора на этапе S3 и старящей термической обработке на этапе S4, в результате чего были изготовлены LMD-изделие из сплава с использованием порошка IA-2 и LMD-изделие из сплава с использованием порошка СА-5. В процессе LMD выходная мощность Р лазерного луча составляла 800 Вт, а скорость S сканирования лазерного луча S - 15 мм/с.
При этом LMD-метод является разновидностью АМ-метода и заключается в послойном осаждении подаваемого порошка сплава, облучаемого лазерным лучом. Как правило, локальный подвод теплоты при использовании LMD-метода выше, чем при использовании SLM-метода. То есть скорость охлаждения при использовании LMD-метода ниже, чем при использовании SLM-метода.
Изготовление изделия из литейного сплава с использованием порошка IA-2 и изделия из литейного сплава с использованием порошка СА-5
С использованием порошков IA-2 и СА-5 сплавов с размером L частиц, приготовленных в результате Эксперимента 1, методом точного литья были сформированы литые заготовки (диаметр 8 мм × высота 10 мм). Каждая литая заготовка была подвергнута обработке, аналогичной описанной выше, - термической обработке с образованием твердого раствора на этапе S3 и старящей термической обработке на этапе S4, в результате чего были изготовлены литое изделие из сплава с использованием порошка IA-2 и литое изделие из сплава с использованием порошка СА-5.
Исследование микроструктуры и испытания механических характеристик
Из сформированных таким образом АМ-заготовок, литых заготовок и изделий были отобраны образцы для исследования микроструктуры и испытаний механических характеристик, на которых было проведено исследование микроструктуры и были проведены испытания механических характеристик.
Исследование микроструктуры выполнялось с помощью SEM-микроскопа. Кроме того, полученные SEM-изображения были подвергнуты анализу изображений с помощью программы обработки изображений (с помощью программы ImageJ общего пользования, написанной сотрудниками Национальных институтов здоровья (NIH), по результатам которого были измерены средний размер сегрегационных ячеек, средний шаг микросегрегаций и среднее межзеренное расстояние между зернами карбидной фазы.
В качестве испытаний механических характеристик было проведено испытание на растяжение, которое выполнялось при комнатной температуре (приблизительно при 13°С) и в результате которого был измерен условный предел текучести с остаточной деформацией 0,2%.
На фиг. 5 представлено SEM-изображение типичной микроструктуры АМ-заготовки из сплава на основе Со, сформированной LMD-методом. На фиг. 6 представлено SEM-изображение типичной микроструктуры литой заготовки из сплава на основе Со, сформированной методом точного литья. Кроме того, на рассмотренной выше фиг. 2 представлено SEM-изображение типичной микроструктуры АМ-заготовки из сплава на основе Со, сформированной SLM-методом. Показанные на фиг. 2, 5 и 6 микроструктуры являются микроструктурами образцов, сформированных с использованием порошка IA-2 сплава.
Как было указано выше, АМ-заготовка, сформированная SLM-методом (см. фиг. 2), представляет собой поликристаллическое тело с сегрегационными ячейками размером приблизительно 1 мкм, сформированными в кристаллических зернах этого тела. В то же время, АМ-заготовка, сформированная LMD-методом (см. фиг. 5), представляет собой поликристаллическое тело с сегрегационными ячейками размером приблизительно 5-20 мкм, составляющими каждое кристаллическое зерно этого тела. В литой заготовке, сформированной методом точного литья (см. фиг. 6), наблюдаются микросегрегации, располагающиеся вдоль границ дендритов с шагом, составляющим приблизительно 100-300 мкм.
Исследование микроструктуры изделий, сформированных в результате обработки с образованием твердого раствора и старящей обработки АМ-заготовок и литых заготовок, а также измерение среднего межзеренного расстояния зерен карбидной фазы позволили установить примерное соответствие между средним межзеренным расстоянием каждого изделия и средним размером сегрегационных ячеек или средним шагом микросегрегаций (фигуры микроструктур отсутствуют). Кроме того, было установлено, что, в случае чрезвычайно малого среднего размера сегрегационных ячеек (составляющего, например, приблизительно не более 0,1 мкм) при обработке с образованием твердого раствора и старящей обработке происходит объединение соседних зерен карбидной фазы и формирование больших зерен (в результате чего среднее межзеренное расстояние между зернами карбидной фазы увеличивается).
Так как полученные изделия имели существенно различные микроструктуры, то была исследована зависимость между средним размером сегрегационных ячеек и механическими характеристиками. На фиг. 7 представлен график типичной зависимости между средним размером сегрегационных ячеек АМ-заготовок из сплава на основе Со и условным пределом текучести с остаточной деформаций 0,2% в изделиях из сплава на основе Со. При этом на фиг. 7 для сравнения также показаны данные по литым заготовкам и изделиям из литых сплавов. Применительно к литым заготовкам вместо среднего размера сегрегационных ячеек был использован средний шаг микросегрегаций.
Как показано на фиг. 7, изделия из сплава на основе Со, сформированные с использованием порошка СА-5, независимо от среднего размера сегрегационных ячеек показывают практически постоянный условный предел текучести с остаточной деформаций 0,2%. В то же время изделия из сплава на основе Со, сформированные с использованием порошка IA-2, характеризуются значительной зависимостью условного предела текучести с остаточной деформаций 0,2% от среднего размера сегрегационных ячеек.
Суммарное содержание "Ti+Zr+Nb+Та" в порошке СА-5 является чрезвычайно малым (то есть ни одного из этих компонентов этот порошок практически не содержит). Поэтому изделия, сформированные из порошка СА-5, имеют микроструктуры без выпадения упрочняющей карбидной фазы, но с образовавшимися в результате выпадения зернами карбида Cr, что подтверждает гипотезу невысокой эффективности зерен карбида Cr в качестве зерен, обеспечивающих упрочнение за счет выпадения. В то же время изделия, сформированные из порошка IA-2, имеют микроструктуры с выпадением зерен упрочняющей карбидной фазы. Считается, что это вызывает существенное изменение условного предела текучести с остаточной деформаций 0,2% в зависимости от среднего размера сегрегационных ячеек (который определяет среднее межзеренное расстояние между зернами карбидной фазы).
Кроме того, с учетом требуемых характеристик высокотемпературных элементов конструкции турбины, на реализацию которых направлено настоящее изобретение, требуемый условный предел текучести с остаточной деформаций 0,2% составляет не менее 500 МПа. Таким образом, если оценивать условный предел текучести с остаточной деформаций 0,2%, составляющий не менее 500 МПа, как "удовлетворительный", а условный предел текучести с остаточной деформаций 0,2%, составляющий менее 500 МПа, как "неудовлетворительный", то было подтверждено, что механические характеристики, признаваемые как "удовлетворительные", были получены в случае среднего размера сегрегационных ячеек (то есть среднего межзеренного расстояния между зернами карбидной фазы) в пределах от 0,15-1,5 мкм. Другими словами, невозможность получения достаточно высоких механических характеристик материалов сплавов на основе Со с выпадением карбидной фазы, известных из уровня техники, объясняется отчасти отсутствием эффективного регулирования среднего межзеренного расстояния между упрочняющими зернами карбидной фазы, обеспечивающего попадание в целевой диапазон.
Эксперимент 3
Изготовление SLM-изделий IP-1-1-IP-5-1 из сплавов с использованием порошков IA-1-IA-5 и SLM-изделий СР-1-1-СР-5-1 из сплавов с использованием порошков СА-1-СА-5
С использованием порошков IA-1-IA-5 и СА-1-СА-5 сплавов с размером S частиц, приготовленных в результате Эксперимента 1, по методу SLM (на этапе S2 селективного лазерного плавления) были сформированы АМ-заготовки (диаметр 8 мм × высота 10 мм). На основе результатов Эксперимента 2 был выполнен процесс SLM, обеспечивший регулирование среднего межзеренного расстояние между зернами карбидной фазы и попадание в диапазон 0,15-1,5 мкм.
Каждая сформированная таким образом АМ-заготовка была подвергнута термической обработке при 1150°С с длительностью выдержки, составившей 4 часа (на этапе S3 термической обработки с образованием твердого раствора). После этой термической обработки каждая АМ-заготовка была подвергнута термической обработке при температуре в диапазоне 750-1000°С с длительностью выдержки, составившей 0,5-10 часов (на этапе S4 старящей термической обработки), в результате чего были изготовлены SLM-изделия IP-1-1-IP-5-1 из сплавов с использованием порошков IA-1-IA-5 и SLM-изделия СР-1-1-СР-5-1 из сплавов с использованием порошков СА-1-СА-5.
Исследование микроструктуры и испытания механических характеристик
Из этих SLM-изделий IP-1-1-IP-5-1 и СР-1-1-СР-5-1 из сплавов были отобраны образцы для исследования микроструктуры и испытаний механических характеристик, на которых было проведено исследование микроструктуры и были проведены испытания механических характеристик.
Исследование микроструктуры выполнялось путем анализа SEM-изображений, аналогичного описанному в Эксперименте 2, по результатам которого были измерены средний размер кристаллических зерен маточной фазы и среднее межзеренное расстояние между зернами карбидной фазы.
В качестве испытаний механических характеристик было проведено испытание на ползучесть, которое выполнялось при 900°С в условиях напряжения, составившего 98 МПа, и в результате которого было измерено время разрушения при ползучести. На основании требуемых характеристик высокотемпературных элементов конструкции турбины, на реализацию которых направлено настоящее изобретение, любое время разрушения при ползучести, составившее не менее 1100 часов, оценивалось как "удовлетворительное", а любое время разрушения при ползучести, составившее менее 1100 часов, оценивалось как "неудовлетворительное". Оценка характеристик ползучести как "удовлетворительная" означает, что температура, при которой в условиях напряжения, составляющего 58 МПа, время разрушения при ползучести достигает 100000 часов, составляет не ниже 875°С. Такие характеристики ползучести можно считать сопоставимыми с аналогичными характеристиками материалов сплавов на основе Ni.
Результаты Эксперимента 3 приведены в Таблице 2.
Как показано в Таблице 2, все SLM-изделия IP-1-1-IP-5-1 из сплавов при испытании на ползучесть продемонстрировали удовлетворительные характеристики. Объясняется это не только попаданием среднего размера кристаллических зерен маточной фазы в соответствующий диапазон, но и достаточно малым средним межзеренным расстоянием между зернами упрочняющей карбидной фазы (между зернами карбидной фазы Ti, Zr, Nb и/или Та МС-типа) (то есть мелкодисперсным выпадением зерен упрочняющей карбидной фазы).
В то же время все SLM-изделия СР-1-1-СР-5-1 из сплавов при испытании на ползучесть продемонстрировали неудовлетворительные характеристики, несмотря на попадание среднего размера кристаллических зерен маточной фазы в соответствующий диапазон. Для установления возможных причин появления таких характеристик SLM-изделия СР-1-1-СР-5-1 из сплавов были подвергнуты индивидуальному исследованию. В изделии CP-1-1 избыточное содержание С и Cr привело к преобладающему выпадению зерен карбида Cr. В изделии СР-2-1 избыточное содержание С и избыточное суммарное содержание "Ti+Zr+Nb+Та" привели к укрупнению зерен упрочняющей карбидной фазы и увеличению среднего межзеренного расстояния. В изделии СР-3-1 избыточное содержание С и недостаточное суммарное содержание "Ti+Zr+Nb+Та" привели к преобладающему выпадению зерен карбида Cr. Приведенные результаты подтверждают недостаточно высокую эффективность зерен карбида Cr в качестве зерен, способных обеспечивать упрочнение за счет выпадения. В изделиях СР-4-1 и СР-5-1 недостаточное суммарное содержание "Ti+Zr+Nb+Та" (то есть практически полное отсутствие какого-либо из этих компонентов) не привело к выпадению упрочняющей карбидной фазы как таковой.
На основе результатов эксперимента 3 была подтверждена целесообразность использования изделий IA-1-IA-5, имеющих заявленные в изобретении химические составы, в качестве исходных материалов для SLM-изделий из сплавов. Была также подтверждена возможность повышения характеристик ползучести за счет регулирования среднего межзеренного расстояния между зернами упрочняющей карбидной фазы, обеспечивающего попадание в диапазон 0,15-1,5 мкм.
Эксперимент 4
Изготовление SLM-изделий IP-1-2-IP-1-7 и IP-2-2-IP-2-7 из сплавов
С использованием порошков IA-1 и IA-2 сплавов с размером S частиц, приготовленных в результате Эксперимента 1, по методу SLM (на этапе S2 селективного лазерного плавления) были сформированы АМ-заготовки (диаметр 8 мм × высота 10 мм). На основе результатов Эксперимента 2 был выполнен процесс SLM, обеспечивший регулирование среднего межзеренное расстояние между зернами карбидной фазы и попадание в диапазон 0,15-1,5 мкм.
Каждая сформированная таким образом АМ-заготовка была подвергнута обработке с образованием твердого раствора и старящей обработке. В результате варьирования температуры и длительности выдержки в пределах диапазонов соответственно 1000-1300°С и 0,5-10 часов были изготовлены SLM-изделия IP-1-2-IP-1-7 и IP-2-2-IP-2-7 из сплавов, имеющие различный средний размер кристаллических зерен маточной фазы. Условия проведения старящей обработки были такими же, как в Эксперименте 3.
Исследование микроструктуры и испытания механических характеристик
Из этих SLM-изделий IP-1-2-IP-1-7 и IP-2-2-IP-2-7 из сплавов были отобраны образцы для исследования микроструктуры и испытаний механических характеристик, на которых было проведено исследование микроструктуры и были проведены испытания механических характеристик.
Исследование микроструктуры выполнялось путем анализа SEM-изображений, аналогичного описанному в Эксперименте 2, по результатам которого был измерен средний размер кристаллических зерен маточной фазы. Кроме того, в качестве испытаний механических характеристик было проведено испытание на ползучесть, которое выполнялось при тех же условиях, что и в Эксперименте 2, и каждое изделие было подвергнуто оценке по тем же критериям, что и в Эксперименте 2, по результатам которой характеристики ползучести изделий получили оценку "удовлетворительная" или "удовлетворительная".
Результаты Эксперимента 4 приведены в Таблице 3.
Как показано в Таблице 3, было подтверждено, что средний размер кристаллических зерен маточной фазы в предпочтительном варианте составляет 20-145 мкм. Кроме того, на основании результатов Эксперимента 4 была подтверждена предпочтительность выполнения обработки с образованием твердого раствора в пределах температурного диапазона, составляющего 1100-1200°С, с длительностью выдержки 0,5-10 часов.
Эксперимент 5
Исследование условий SLM на этапе селективного лазерного плавления
С использованием порошков IA-4 сплавов с размером S частиц, приготовленных в результате Эксперимента 1, по методу SLM (на этапе S2 селективного лазерного плавления) были сформированы АМ-заготовки (диаметр 8 мм × высота 10 мм). При этом выходная мощность Р лазерного луча составляла 85 Вт, а локальный подвод P/S теплоты (в Вт × с/мм = Дж/мм) регулировали за счет изменения толщины h подложки из порошка сплава и скорости S (мм/с) сканирования лазерного луча.
Микроструктура каждой из сформированных таким образом АМ-заготовок была подвергнута исследованию, по результатам которого был измерен средний размер сегрегационных ячеек. Исследование микроструктуры выполнялось путем анализа SEM-изображений, аналогичного описанному в Эксперименте 2, с помощью программы обработки изображения (ImageJ).
На фиг. 8 представлена диаграмма, иллюстрирующая типичные условия SLM для получения АМ-заготовок из сплава на основе Со в соответствии с вариантом осуществления изобретения, определяемые зависимостью между толщиной подложки из порошка сплава и локальным подводом теплоты. Значком "○" на фиг. 8 обозначены АМ-заготовки, которые по результатам исследования микроструктуры имели средний размер сегрегационных ячеек в пределах диапазона 0,15-1,5 мкм и характеристики которых получили оценку "удовлетворительная", а значком "×" - остальные АМ-заготовки, характеристики которых получили оценку "неудовлетворительная".
На основе результатов Эксперимента 5 была подтверждена предпочтительность выполнения SLM-процесса на этапе S2 селективного лазерного плавления с регулированием толщины h (в мкм) подложки из порошка сплава, выходной мощности Р (в Вт) лазерного луча и скорости S (в мм/с) сканирования этого лазерного луча, осуществляемым так, чтобы обеспечить выполнение следующих условий: ”15<h<150” и ”67×(P/S)-3,5<h<2222×(P/S)+13”. Другими словами, заштрихованная область - это область выполнения этих условий.
Описанные выше варианты осуществления и примеры были приведены специально для обеспечения понимания настоящего изобретения, но изобретение не ограничивается описанными вариантами осуществления и примерами. Например, часть признаков варианта осуществления может быть заменена или дополнена известным уровнем техники. То есть в рамках технической концепции изобретения часть признаков варианта осуществления изобретения может быть объединена с известным уровнем техники и модифицирована на основе известного уровня техники.
Claims (62)
1. Изготовленная по аддитивной технологии заготовка из сплава на основе кобальта, имеющего химический состав, содержащий:
0,08-0,25 мас. % углерода;
не более 0,1 мас. % бора;
10-30 мас. % хрома;
не более 30 мас. % железа и никеля в суммарном количестве, где железо составляет не более 5 мас. %;
5-12 мас. % вольфрама и/или молибдена в суммарном количестве;
0,5-2 мас. % титана, циркония, ниобия и тантала в суммарном количестве;
не более 0,5 мас. % кремния;
не более 0,5 мас. % марганца;
0,003-0,04 мас. % азота и
остальное - кобальт и примеси,
причем изготовленная по аддитивной технологии заготовка представляет собой поликристаллическое тело, содержащее кристаллические зерна со средним размером 10-100 мкм, и
в кристаллических зернах этого поликристаллического тела сформированы сегрегационные ячейки со средним размером 0,15-1,5 мкм, в которых компоненты, составляющие карбидную фазу МС-типа, содержащую титан, цирконий, ниобий и/или тантал, сегрегированы в граничных областях сегрегационных ячеек, и/или
образовавшиеся в результате выпадения зерна карбидной фазы МС-типа располагаются на среднем межзеренном расстоянии 0,15-1,5 мкм.
2. Изготовленная по аддитивной технологии заготовка из сплава на основе кобальта по п. 1, отличающаяся тем, что
указанный химический состав сплава на основе кобальта содержит 0,01-1 мас. % титана, 0,05-1,5 мас. % циркония, 0,02-1 мас. % ниобия и 0,05-1,5 мас. % тантала.
3. Изготовленная по аддитивной технологии заготовка из сплава на основе кобальта по п. 1, отличающаяся тем, что
указанный химический состав сплава на основе кобальта содержит в качестве примесей не более 0,5 мас. % алюминия и не более 0,04 мас. % кислорода.
4. Изготовленная по аддитивной технологии заготовка из сплава на основе кобальта по п. 2, отличающаяся тем, что
указанный химический состав сплава на основе кобальта содержит в качестве примесей не более 0,5 мас. % алюминия и не более 0,04 мас. % кислорода.
5. Изделие из сплава на основе кобальта, имеющего химический состав, содержащий:
0,08-0,25 мас. % углерода;
не более 0,1 мас. % бора;
10-30 мас. % хрома;
не более 30 мас. % железа и никеля в суммарном количестве, где железо составляет не более 5 мас. %;
5-12 мас. % вольфрама и/или молибдена в суммарном количестве;
0,5-2 мас. % титана, циркония, ниобия и тантала в суммарном количестве;
не более 0,5 мас. % кремния;
не более 0,5 мас. % марганца;
0,003-0,04 мас. % азота и
остальное - кобальт и примеси,
причем указанное изделие представляет собой поликристаллическое тело, содержащее кристаллические зерна со средним размером 20-145 мкм, и
в кристаллических зернах этого поликристаллического тела зерна карбидной фазы МС-типа, содержащей титан, цирконий, ниобий и/или тантал, образовавшиеся в результате выпадения, располагаются на среднем межзеренном расстоянии 0,15-1,5 мкм.
6. Изделие из сплава на основе кобальта по п. 5, отличающееся тем, что
условный предел текучести с остаточной деформацией 0,2% при комнатной температуре для этого изделия составляет не менее 500 МПа, а температура ползучести, выдерживаемая в течение 100000 часов при напряжении 58 МПа, - не ниже 875°С.
7. Изделие из сплава на основе кобальта по п. 5, отличающееся тем, что
указанный химический состав сплава на основе кобальта содержит 0,01-1 мас. % титана, 0,05-1,5 мас. % циркония, 0,02-1 мас. % ниобия и 0,05-1,5 мас. % тантала.
8. Изделие из сплава на основе кобальта по п. 5, отличающееся тем, что
указанный химический состав сплава на основе кобальта содержит в качестве примесей не более 0,5 мас. % алюминия и не более 0,04 мас. % кислорода.
9. Изделие из сплава на основе кобальта по п. 7, отличающееся тем, что
указанный химический состав сплава на основе кобальта содержит в качестве примесей не более 0,5 мас. % алюминия и не более 0,04 мас. % кислорода.
10. Изделие из сплава на основе кобальта по п. 5, отличающееся тем, что
это изделие представляет собой высокотемпературный элемент конструкции турбины.
11. Изделие из сплава на основе кобальта по п. 10, отличающееся тем, что
указанный высокотемпературный элемент конструкции турбины представляет собой лопатку статора турбины или сопло камеры сгорания.
12. Способ изготовления по аддитивной технологии заготовки из сплава на основе кобальта по п. 1, включающий:
этап приготовления порошка сплава, заключающийся в приготовлении порошка сплава на основе кобальта, имеющего указанный химический состав, причем этот порошок сплава на основе кобальта имеет заданный размер частиц; и
этап селективного лазерного плавления, заключающийся в формировании изготовленной по аддитивной технологии заготовки в результате поочередного повторения подэтапа приготовления подложки из порошка сплава, заключающегося в размещении порошка сплава на основе кобальта в виде подложки из порошка сплава, имеющей заданную толщину, и подэтапа затвердевания лазерного расплава, заключающегося в облучении заданного участка подложки из порошка сплава лазерным лучом для обеспечения локального расплавления и быстрого затвердевания порошка сплава на основе кобальта на указанном заданном участке,
причем указанную заданную толщину h (мкм) подложки из порошка сплава, выходную мощность Р (Вт) указанного лазерного луча и скорость S (мм/с) сканирования этого лазерного луча регулируют так, чтобы обеспечить выполнение следующих условий: ''15<h<150'' и ''67×(P/S)-3,5<h<2222×(P/S)+13''.
13. Способ изготовления по аддитивной технологии заготовки из сплава на основе кобальта по п. 12, отличающийся тем, что
этап приготовления порошка сплава содержит подэтап классификации порошка сплава, заключающийся в выделении частиц порошка сплава на основе кобальта с размером 5-100 мкм.
14. Способ изготовления изделия из сплава на основе кобальта по п. 5, характеризующийся тем, что он включает:
этап приготовления порошка сплава, заключающийся в приготовлении порошка сплава на основе кобальта, имеющего указанный химический состав, причем этот порошок сплава на основе кобальта имеет заданный размер частиц;
этап селективного лазерного плавления, заключающийся в формировании изготовленной по аддитивной технологии заготовки в результате поочередного повторения подэтапа приготовления подложки из порошка сплава, заключающегося в размещении порошка сплава на основе кобальта в виде подложки из порошка сплава, имеющей заданную толщину, и подэтапа затвердевания лазерного расплава, заключающегося в облучении заданного участка подложки из порошка сплава лазерным лучом для обеспечения локального расплавления и быстрого затвердевания порошка сплава на основе кобальта на указанном заданном участке, и
этап термической обработки с образованием твердого раствора, заключающийся в термической обработке изготовленной по аддитивной технологии заготовки при температуре в диапазоне 1100-1200°С с длительностью выдержки 0,5-10 ч, причем термическая обработка обеспечивает образование твердого раствора,
при этом указанную заданную толщину h (мкм) подложки из порошка сплава, выходную мощность Р (Вт) указанного лазерного луча и скорость S (мм/с) сканирования этого лазерного луча регулируют так, чтобы обеспечить выполнение следующих условий: ''15<h<150'' и ''67×(P/S)-3,5<h<2222×(P/S)+13''.
15. Способ изготовления изделия из сплава на основе кобальта по п. 14, отличающийся тем, что
этап приготовления порошка сплава содержит подэтап классификации порошка сплава, заключающийся в выделении частиц порошка сплава на основе кобальта с размером 5-100 мкм.
16. Способ изготовления изделия из сплава на основе кобальта по п. 14, отличающийся тем, что он
дополнительно содержит этап старящей термической обработки, заключающийся в старящей термической обработке изготовленной по аддитивной технологии заготовки при температуре в диапазоне 750-1000°С с длительностью выдержки 0,5-10 ч, выполняемый после этапа термической обработки с образованием твердого раствора.
17. Способ изготовления изделия из сплава на основе кобальта по п. 15, отличающийся тем, что он
дополнительно содержит этап старящей термической обработки, заключающийся в старящей термической обработке изготовленной по аддитивной технологии заготовки при температуре в диапазоне 750-1000°С с длительностью выдержки 0,5-10 ч, выполняемый после этапа термической обработки с образованием твердого раствора.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2017-172999 | 2017-09-08 | ||
JP2017172999A JP6509290B2 (ja) | 2017-09-08 | 2017-09-08 | コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2703670C1 RU2703670C1 (ru) | 2019-10-21 |
RU2703670C9 true RU2703670C9 (ru) | 2019-12-11 |
Family
ID=63491453
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2018132087A RU2703670C9 (ru) | 2017-09-08 | 2018-09-07 | Заготовка из сплава на основе кобальта, изготовленная по аддитивной технологии, изделие из сплава на основе кобальта и способ их изготовления |
Country Status (8)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US10632535B2 (ru) |
EP (3) | EP3611281A1 (ru) |
JP (1) | JP6509290B2 (ru) |
KR (3) | KR102132656B1 (ru) |
CN (3) | CN112813309B (ru) |
ES (2) | ES2813964T3 (ru) |
PL (2) | PL3453775T3 (ru) |
RU (1) | RU2703670C9 (ru) |
Families Citing this family (30)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6509290B2 (ja) | 2017-09-08 | 2019-05-08 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法 |
JP7160694B2 (ja) * | 2019-01-08 | 2022-10-25 | 日立Geニュークリア・エナジー株式会社 | 流体接触部材及び流体接触部材の製造方法 |
KR102436200B1 (ko) * | 2019-03-07 | 2022-08-26 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 열교환기 |
WO2020179082A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金粉末、コバルト基合金焼結体およびコバルト基合金焼結体の製造方法 |
SG11202012650YA (en) * | 2019-03-07 | 2021-09-29 | Mitsubishi Power Ltd | Cobalt based alloy product and cobalt based alloy article |
EP3733886B1 (en) * | 2019-03-07 | 2022-08-24 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Cobalt-based alloy product, method for manufacturing said product, and cobalt-based alloy article |
WO2020179081A1 (ja) * | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物 |
JP6935580B2 (ja) * | 2019-03-07 | 2021-09-15 | 三菱パワー株式会社 | コバルト基合金製造物およびその製造方法 |
KR102209911B1 (ko) * | 2019-08-28 | 2021-02-01 | 한국과학기술원 | 미세한 결정립과 전방위 균일한 고강도 특성을 갖는 금속 3D 프린팅 용 Ti기 합금 개발 |
CN113330130B (zh) * | 2019-12-26 | 2022-07-26 | 三菱重工业株式会社 | 钴基合金制造物 |
JP6952237B2 (ja) * | 2020-03-02 | 2021-10-20 | 三菱パワー株式会社 | Co基合金構造体およびその製造方法 |
DE102021106606A1 (de) | 2020-03-26 | 2021-09-30 | Vdm Metals International Gmbh | Pulver aus einer Kobalt-Chromlegierung |
CN113897517B (zh) * | 2020-06-22 | 2023-03-28 | 首尔国立大学校产学协力财团 | 具有自我修复特性的钴基合金及其制造方法 |
CN114015922B (zh) * | 2020-07-17 | 2022-11-11 | 西安铂力特增材技术股份有限公司 | 用于增材制造的钴基高温合金金属粉末材料及其制备方法 |
KR20220030182A (ko) * | 2020-09-02 | 2022-03-10 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 코발트기 합금 구조체의 제조 방법, 및 당해 제조 방법에 의해 얻어지는 코발트기 합금 구조체 |
CN114466944B (zh) * | 2020-09-04 | 2023-06-27 | 三菱重工业株式会社 | 钴基合金材料和钴基合金制造物 |
EP4006188A4 (en) * | 2020-09-04 | 2023-05-03 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | COBALT-BASED ALLOY PRODUCT AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF |
RU2752359C1 (ru) * | 2020-10-14 | 2021-07-26 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования «Южно-Уральский государственный университет (национальный исследовательский университет)» | Способ изготовления деталей сложной формы гибридным литейно-аддитивным методом |
CN112371996A (zh) * | 2020-10-15 | 2021-02-19 | 航天海鹰(哈尔滨)钛业有限公司 | 一种基于激光选区熔化成形技术制备k418镍基高温合金增压涡轮的方法 |
CN112962041A (zh) * | 2021-02-01 | 2021-06-15 | 中国科学院金属研究所 | 一种提高增材制造tc4钛合金材料断裂韧性的方法 |
CN113075053B (zh) * | 2021-03-31 | 2023-02-17 | 华能国际电力股份有限公司 | 一种快速预测Ni3Al强化型合金长期热暴露态抗拉强度的方法及系统 |
CN115138863A (zh) * | 2021-03-31 | 2022-10-04 | 泰州市新龙翔金属制品有限公司 | 一种能够提高医用钴基合金抗菌功能的制备方法 |
CN113528992B (zh) * | 2021-07-08 | 2022-03-04 | 天津大学 | 优化增材制造gh3536镍基高温合金力学性能的热处理方法 |
JP7324254B2 (ja) | 2021-09-01 | 2023-08-09 | 三菱重工業株式会社 | Co基合金材料、Co基合金製造物、および該製造物の製造方法 |
US20230094413A1 (en) * | 2021-09-30 | 2023-03-30 | Daido Steel Co., Ltd. | Cobalt-based alloy product and method for producing cobalt-based alloy product |
JP2023120710A (ja) * | 2022-02-18 | 2023-08-30 | 三菱重工業株式会社 | Fe-Ni-Cr系合金製造物 |
CN115261850B (zh) * | 2022-08-05 | 2024-07-05 | 沈阳大陆激光工程技术有限公司 | 一种用于无氧化热处理炉的激光熔覆材料及制作方法 |
CN115323221B (zh) * | 2022-08-19 | 2023-08-01 | 三峡大学 | 一种钴铬镍合金及其热处理工艺、及得到的热处理强化钴铬镍合金 |
CN116716528B (zh) * | 2023-05-05 | 2024-07-09 | 贵州大学 | 一种高强塑性纳米颗粒沉淀强化中熵合金及其制备方法 |
CN116990107B (zh) * | 2023-06-08 | 2024-05-24 | 辽宁红银金属有限公司 | 一种钴基高温合金标准样品及其制备方法 |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6070157A (ja) * | 1983-09-28 | 1985-04-20 | Toshiba Corp | 非晶質合金及びその製造方法 |
US6077615A (en) * | 1997-10-20 | 2000-06-20 | Hitachi, Ltd. | Gas turbine nozzle, power generation gas turbine, co-base alloy and welding material |
RU2283361C1 (ru) * | 2005-03-24 | 2006-09-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Жаропрочный сплав на основе кобальта и изделие, выполненное из этого сплава |
WO2009012144A1 (en) * | 2007-07-16 | 2009-01-22 | Deloro Stellite Holdings Corporation | Weldable, crack-resistant co-based alloy, overlay method, and components |
US8075839B2 (en) * | 2006-09-15 | 2011-12-13 | Haynes International, Inc. | Cobalt-chromium-iron-nickel alloys amenable to nitride strengthening |
EP2514854A1 (en) * | 2009-12-16 | 2012-10-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Member for conveying high-temperature materials |
RU2517057C1 (ru) * | 2012-12-21 | 2014-05-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Сплав на основе кобальта для зубных протезов с повышенными механическими характеристиками |
US20160258298A1 (en) * | 2015-03-05 | 2016-09-08 | General Electric Company | Process for producing an article |
Family Cites Families (60)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB806183A (en) * | 1956-01-16 | 1958-12-23 | Westinghouse Electric Int Co | Improvements in or relating to members prepared from cobalt base alloys |
JPS5018315A (ru) | 1973-05-30 | 1975-02-26 | ||
JPS5576038A (en) | 1978-12-04 | 1980-06-07 | Hitachi Ltd | High strength high toughness cobalt-base alloy |
JPS561382A (en) | 1979-06-18 | 1981-01-09 | Seikosha Co Ltd | All-electronic analogue indication clock |
JPS583943A (ja) * | 1981-06-30 | 1983-01-10 | Daido Steel Co Ltd | 工具用合金 |
JPS5842741A (ja) * | 1981-09-07 | 1983-03-12 | Res Inst Electric Magnetic Alloys | 磁気記録再生ヘツド用耐摩耗性高透磁率合金およびその製造法ならびに磁気記録再生ヘツド |
JPS58117848A (ja) * | 1982-01-06 | 1983-07-13 | Mitsubishi Metal Corp | 燃焼雰囲気ですぐれた高温耐食性および高温耐酸化性を示す高強度ni基鋳造合金 |
JPS613861A (ja) * | 1984-06-18 | 1986-01-09 | Mitsubishi Metal Corp | 熱間工具用超耐熱耐摩焼結合金 |
JPS6124314A (ja) | 1984-07-12 | 1986-02-03 | Toshiba Corp | 特性可変形増幅回路 |
JPS61243143A (ja) * | 1984-11-06 | 1986-10-29 | Agency Of Ind Science & Technol | Co基超塑性合金およびその製造方法 |
JPS6311638A (ja) | 1986-03-20 | 1988-01-19 | Hitachi Ltd | 高強度高靭性コバルト基合金及びその製造法 |
JPS63171856A (ja) * | 1987-01-09 | 1988-07-15 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
JPH01252751A (ja) * | 1988-03-31 | 1989-10-09 | Nkk Corp | 耐溶融炭酸塩腐食性に優れたCo基合金 |
AU627965B2 (en) * | 1989-12-15 | 1992-09-03 | Inco Alloys International Inc. | Oxidation resistant low expansion superalloys |
JPH06287667A (ja) * | 1993-04-02 | 1994-10-11 | Toshiba Corp | 耐熱鋳造Co基合金 |
JP2837798B2 (ja) | 1993-12-24 | 1998-12-16 | 株式会社クボタ | 耐食性、耐摩耗性及び高温強度にすぐれるコバルト基合金 |
WO1997010368A1 (fr) * | 1995-09-11 | 1997-03-20 | Hitachi, Ltd. | Alliage a base de cobalt, buse de turbine a gaz et materiau de soudure fabriques avec cet alliage |
US5640667A (en) | 1995-11-27 | 1997-06-17 | Board Of Regents, The University Of Texas System | Laser-directed fabrication of full-density metal articles using hot isostatic processing |
JPH09157780A (ja) * | 1995-12-05 | 1997-06-17 | Hitachi Ltd | 高耐食性Co基合金 |
JP2002249838A (ja) * | 1996-04-09 | 2002-09-06 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 化石燃料燃焼装置用耐食耐熱Ni基合金 |
FR2809387B1 (fr) | 2000-05-23 | 2002-12-20 | Saint Gobain Isover | Procede de fabrication de laine minerale, alliages a base de cobalt pour le procede et autres utilisations |
JP4264926B2 (ja) | 2002-07-05 | 2009-05-20 | 日本発條株式会社 | 析出強化型Co−Ni基耐熱合金の製造方法 |
JP3842717B2 (ja) * | 2002-10-16 | 2006-11-08 | 株式会社日立製作所 | 溶接材料、溶接構造物、ガスタービン動翼及びガスタービン動翼又は静翼の補修方法 |
JP4509664B2 (ja) * | 2003-07-30 | 2010-07-21 | 株式会社東芝 | 蒸気タービン発電設備 |
US7067201B2 (en) | 2003-09-29 | 2006-06-27 | Vetco Gray Inc. | Wear resistant coating for keel joint |
JP4542857B2 (ja) * | 2004-09-22 | 2010-09-15 | 財団法人ファインセラミックスセンター | 耐酸化性ユニット及び耐酸化性を付与する方法 |
EP1925683B1 (en) | 2005-09-15 | 2013-11-06 | Japan Science and Technology Agency | Cobalt-base alloy with high heat resistance and high strength and process for producing the same |
EP1914327A1 (en) * | 2006-10-17 | 2008-04-23 | Siemens Aktiengesellschaft | Nickel-base superalloy |
JP5201334B2 (ja) * | 2008-03-19 | 2013-06-05 | 大同特殊鋼株式会社 | Co基合金 |
JP5576038B2 (ja) | 2008-12-05 | 2014-08-20 | 日本精機株式会社 | 紫外線硬化型インキ組成物、および、それを用いた車両用室内表示物 |
JP5696995B2 (ja) * | 2009-11-19 | 2015-04-08 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 耐熱超合金 |
JP5582532B2 (ja) * | 2010-08-23 | 2014-09-03 | 大同特殊鋼株式会社 | Co基合金 |
CH705750A1 (de) * | 2011-10-31 | 2013-05-15 | Alstom Technology Ltd | Verfahren zur Herstellung von Komponenten oder Abschnitten, die aus einer Hochtemperatur-Superlegierung bestehen. |
EP2790858B1 (en) | 2011-12-14 | 2017-02-08 | General Electric Technology GmbH | Method for additively manufacturing an article made of a difficult-to-weld material |
US9346101B2 (en) | 2013-03-15 | 2016-05-24 | Kennametal Inc. | Cladded articles and methods of making the same |
AU2014349205A1 (en) | 2013-08-20 | 2016-02-25 | Adam Bayne Hopkins | Density enhancement methods and compositions |
US9482249B2 (en) | 2013-09-09 | 2016-11-01 | General Electric Company | Three-dimensional printing process, swirling device and thermal management process |
JP6475478B2 (ja) | 2014-11-27 | 2019-02-27 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 造形用金属粉末 |
EP3025809B1 (en) | 2014-11-28 | 2017-11-08 | Ansaldo Energia IP UK Limited | Method for manufacturing a component using an additive manufacturing process |
US10099290B2 (en) * | 2014-12-18 | 2018-10-16 | General Electric Company | Hybrid additive manufacturing methods using hybrid additively manufactured features for hybrid components |
JP6358246B2 (ja) | 2015-01-08 | 2018-07-18 | セイコーエプソン株式会社 | 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末、焼結体および装飾品 |
MX2015016373A (es) | 2015-11-27 | 2017-05-26 | Geodent S A De C V | Aleacion de base cobalto anticorrosion para restauraciones dentales. |
JP6372498B2 (ja) * | 2016-02-19 | 2018-08-15 | セイコーエプソン株式会社 | 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末、焼結体および耐熱部品 |
JP6697913B2 (ja) | 2016-03-18 | 2020-05-27 | ラピスセミコンダクタ株式会社 | プローブ |
JP6372512B2 (ja) | 2016-04-06 | 2018-08-15 | セイコーエプソン株式会社 | 粉末冶金用金属粉末、コンパウンド、造粒粉末、焼結体および耐熱部品 |
JP6931545B2 (ja) | 2017-03-29 | 2021-09-08 | 三菱重工業株式会社 | Ni基合金積層造形体の熱処理方法、Ni基合金積層造形体の製造方法、積層造形体用Ni基合金粉末、およびNi基合金積層造形体 |
US11492685B2 (en) | 2017-08-09 | 2022-11-08 | Hitachi Metals, Ltd. | Alloy member, process for producing said alloy member, and product including said alloy member |
JP6509290B2 (ja) * | 2017-09-08 | 2019-05-08 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法 |
CN107513642B (zh) | 2017-10-17 | 2019-10-11 | 广州纳联材料科技有限公司 | 钴基合金粉末及其制备方法和应用 |
CA3061851C (en) | 2018-12-10 | 2022-05-31 | Mitsubishi Hitachi Power Systems, Ltd. | Cobalt based alloy additive manufactured article, cobalt based alloy product, and method for manufacturing same |
JP6935580B2 (ja) | 2019-03-07 | 2021-09-15 | 三菱パワー株式会社 | コバルト基合金製造物およびその製造方法 |
KR102436200B1 (ko) | 2019-03-07 | 2022-08-26 | 미츠비시 파워 가부시키가이샤 | 열교환기 |
EP3733886B1 (en) | 2019-03-07 | 2022-08-24 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Cobalt-based alloy product, method for manufacturing said product, and cobalt-based alloy article |
SG11202012650YA (en) | 2019-03-07 | 2021-09-29 | Mitsubishi Power Ltd | Cobalt based alloy product and cobalt based alloy article |
WO2020179081A1 (ja) | 2019-03-07 | 2020-09-10 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金製造物 |
JP6924874B2 (ja) | 2019-04-02 | 2021-08-25 | 三菱パワー株式会社 | コバルト基合金材料 |
JP6713071B2 (ja) | 2019-04-02 | 2020-06-24 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | コバルト基合金積層造形体の製造方法 |
JP7259969B2 (ja) | 2019-08-20 | 2023-04-18 | 日本電気株式会社 | 地震観測装置、地震観測方法、プログラム、及び、コンフィギュレーションプログラム |
JP7274584B2 (ja) | 2019-08-21 | 2023-05-16 | 京セラ株式会社 | ハンドオーバ制御方法、中継装置、及びドナー装置 |
CN113330130B (zh) * | 2019-12-26 | 2022-07-26 | 三菱重工业株式会社 | 钴基合金制造物 |
-
2017
- 2017-09-08 JP JP2017172999A patent/JP6509290B2/ja active Active
-
2018
- 2018-09-04 ES ES18192365T patent/ES2813964T3/es active Active
- 2018-09-04 EP EP19197441.9A patent/EP3611281A1/en not_active Withdrawn
- 2018-09-04 EP EP19197443.5A patent/EP3611282B1/en active Active
- 2018-09-04 ES ES19197443T patent/ES2970440T3/es active Active
- 2018-09-04 PL PL18192365T patent/PL3453775T3/pl unknown
- 2018-09-04 EP EP18192365.7A patent/EP3453775B1/en active Active
- 2018-09-04 PL PL19197443.5T patent/PL3611282T3/pl unknown
- 2018-09-05 KR KR1020180105819A patent/KR102132656B1/ko active IP Right Grant
- 2018-09-07 RU RU2018132087A patent/RU2703670C9/ru active
- 2018-09-07 CN CN202110003060.9A patent/CN112813309B/zh active Active
- 2018-09-07 CN CN201811040282.2A patent/CN109468495B/zh active Active
- 2018-09-07 CN CN202110002350.1A patent/CN112813308B/zh active Active
- 2018-09-07 US US16/124,978 patent/US10632535B2/en active Active
-
2019
- 2019-09-25 US US16/582,517 patent/US11325189B2/en active Active
- 2019-09-25 US US16/582,732 patent/US10857595B2/en active Active
-
2020
- 2020-07-03 KR KR1020200081984A patent/KR102168845B1/ko active IP Right Grant
- 2020-10-15 KR KR1020200133195A patent/KR102225271B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6070157A (ja) * | 1983-09-28 | 1985-04-20 | Toshiba Corp | 非晶質合金及びその製造方法 |
US6077615A (en) * | 1997-10-20 | 2000-06-20 | Hitachi, Ltd. | Gas turbine nozzle, power generation gas turbine, co-base alloy and welding material |
RU2283361C1 (ru) * | 2005-03-24 | 2006-09-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" (ФГУП "ВИАМ") | Жаропрочный сплав на основе кобальта и изделие, выполненное из этого сплава |
US8075839B2 (en) * | 2006-09-15 | 2011-12-13 | Haynes International, Inc. | Cobalt-chromium-iron-nickel alloys amenable to nitride strengthening |
WO2009012144A1 (en) * | 2007-07-16 | 2009-01-22 | Deloro Stellite Holdings Corporation | Weldable, crack-resistant co-based alloy, overlay method, and components |
EP2514854A1 (en) * | 2009-12-16 | 2012-10-24 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Member for conveying high-temperature materials |
RU2517057C1 (ru) * | 2012-12-21 | 2014-05-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Сплав на основе кобальта для зубных протезов с повышенными механическими характеристиками |
US20160258298A1 (en) * | 2015-03-05 | 2016-09-08 | General Electric Company | Process for producing an article |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN112813309B (zh) | 2022-02-18 |
US20190076926A1 (en) | 2019-03-14 |
KR20200121276A (ko) | 2020-10-23 |
PL3611282T3 (pl) | 2024-03-25 |
ES2813964T3 (es) | 2021-03-25 |
EP3453775B1 (en) | 2020-05-27 |
US20200016658A1 (en) | 2020-01-16 |
KR20200084850A (ko) | 2020-07-13 |
KR102225271B1 (ko) | 2021-03-09 |
PL3453775T3 (pl) | 2020-11-02 |
EP3611282A1 (en) | 2020-02-19 |
US20200016659A1 (en) | 2020-01-16 |
JP6509290B2 (ja) | 2019-05-08 |
CN112813308B (zh) | 2022-05-31 |
KR20190028319A (ko) | 2019-03-18 |
EP3453775A1 (en) | 2019-03-13 |
JP2019049022A (ja) | 2019-03-28 |
KR102132656B1 (ko) | 2020-07-13 |
US11325189B2 (en) | 2022-05-10 |
EP3611282C0 (en) | 2023-11-08 |
CN109468495B (zh) | 2021-01-05 |
US10632535B2 (en) | 2020-04-28 |
CN112813309A (zh) | 2021-05-18 |
ES2970440T3 (es) | 2024-05-28 |
CN112813308A (zh) | 2021-05-18 |
CN109468495A (zh) | 2019-03-15 |
US10857595B2 (en) | 2020-12-08 |
RU2703670C1 (ru) | 2019-10-21 |
EP3611282B1 (en) | 2023-11-08 |
EP3611281A1 (en) | 2020-02-19 |
KR102168845B1 (ko) | 2020-10-22 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2703670C9 (ru) | Заготовка из сплава на основе кобальта, изготовленная по аддитивной технологии, изделие из сплава на основе кобальта и способ их изготовления | |
JP6713071B2 (ja) | コバルト基合金積層造形体の製造方法 | |
CN112004951B (zh) | 钴基合金制造物及其制造方法 | |
CN111918976B (zh) | 钴基合金制造物 | |
CN112004952B (zh) | 钴基合金制造物的制造方法 | |
WO2020121367A1 (ja) | コバルト基合金積層造形体、コバルト基合金製造物、およびそれらの製造方法 | |
KR102482808B1 (ko) | 코발트기 합금 제조물 | |
CN112004950B (zh) | 钴基合金制造物以及钴基合金物品 | |
JP6924874B2 (ja) | コバルト基合金材料 | |
WO2020179085A1 (ja) | 熱交換器 | |
WO2022049716A1 (ja) | コバルト基合金材料およびコバルト基合金製造物 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
TH4A | Reissue of patent specification | ||
TK49 | Information related to patent modified |
Free format text: CORRECTION TO CHAPTER -FG4A- IN JOURNAL 30-2019 FOR INID CODE(S) (54) |
|
PD4A | Correction of name of patent owner |