ЖАРОПРОЧНЫЙ ДИСПЕРСНО-УПРОЧНЕННЫЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ НИОБИЯ И СПОСОБЫ ЕГО ПОЛУЧЕНИЯ
HEAT-RESISTANT DISPERSE STRENGTHENED ALLOY BASED ON NIOBIUM, AND METHODS FOR ITS OBTAINING

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным дисперсно-упрочненным сплавам на основе Nb-Al, и может быть использовано для изготовления деталей авиационно-космической техники, работающих при температурах до 1600°С.
Исследования возможности создания жаропрочных сплавов на основе ниобия с использованием метода твердорастворного и дисперсионного упрочнения путем легирования вольфрамом, молибденом, цирконием, титаном и другими элементами, а также дисперсионным упрочнением за счет выделения частиц второй фазы проводились еще в 1970-1980-ые годы.
Наиболее подробно результаты этих исследований и их практической реализации представлены в работах [Е.Н.Шефтель, О.А.Банных «Физико-химические и структурные подходы к созданию конструкционных сплавов на основе ниобия». Металлы, 2001, №5, с.97-110]. Большое внимание исследователей уделялось сплавам, упрочнение которых осуществлялось за счет дисперсных выделений фаз внедрения: карбидов, оксидов и нитридов титана, циркония, гафния, сродство которых к углероду, кислороду и азоту выше, чем у ниобия. По данным, представленным в этих работах наиболее эффективным упрочнителем оказались нитриды перечисленных металлов, далее следуют карбиды и оксиды. Так при объемном содержании фазы внедрения 4% (доэвтектические сплавы) кратковременная прочность при 1100°С составляла у нитридных сплавов - 600 МПа, у карбидных - 300, а у оксидных - 250 МПа (при объемной доли оксидов 1%).
Эти сплавы получают путем обработки давлением слитков электронно-лучевой или зонной плавки и последующей специальной термообработки или химико-термической обработки для получения дисперсных выделений соответствующих фаз внедрения.
Однако данные методики являются высокотехнологичными и
многозатратными.
3
Известен ниобиевый сплав на основе интерметаллидного соединения NbAl, описанный в патенте Японии 06122935, опубл. 06.05.94 г., кл. С22С 27/02, следующего состава (мас.%):
Тантал 1,0-15,0
Вольфрам 1,0-15,0
Алюминий 18,0-26,0
Ниобий - остальное
Известный сплав отличается повышенной прочностью на сжатие при температуре 1600°С по сравнению с бинарными сплавами системы Nb-Al, однако они являются недостаточно пластичными, вследствии больших объемных долей фаз упрочнителей в составе данных сплавов.
3
Наиболее близким аналогом предлагаемого изобретения, выбранным в качестве прототипа, является интерметаллидный сплав на основе NbAl (заявка CN 101967660 А, МПК С22С 1/00; С22С 27/02, опубл. 09.02.2011, реферат).
Способ его получения включает следующие стадии:
2
5
2
3
- смешивание, прессование и спекание высокочистых порошков NDO и AlO с целью получения спеченных блоков оксидов ниобия и алюминия в качестве катодов;
2
- проведения электрохимической обработки полученных катодов с использованием графита в качестве анода в расплаве CaCl-NaCl, являющегося электролитом в защитной атмосфере Ar, ведущей к получению восстановленного порошкового композита NbAl;
уплотнение полученного композита методом жидкофазного спекания расплавлением полученного материала при 1400-1700°С в атмосфере Ar;
3
приготовление сверхпроводящего интерметаллида NbAl.
Однако одновременное восстановление двух окислов не всегда позволяет получать качественный интерметаллид, кроме того, описанный выше способ является громоздким и не технологичным.
Предлагаемое изобретение решает задачу повышения пластичности в диапазоне температур от комнатных до высоких, а также повышает технологичность обработки материала и обуславливает экономическую целесообразность применения данных сплавов в отличие от прототипов.
Поставленная задача решается созданием жаропрочного дисперсно-упрочненного сплава на основе ниобия, содержащего ниобиевую матрицу, внутри которой расположены дисперсионные выделения оксида алюминия диаметром до 10 мкм при следующем соотношении компонентов (вес.%):
Al - 0,1-20
2
O - 0,05-10
Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5
Nb - остальное
При превышении доли легирующего Al в сплаве он не только растворяется в Nb, но и, как следствие, образует упрочняющие сплав окислы и интерметаллиды в соединении с ниобием, что способствует увеличению прочности и жесткости, что в свою очередь способствует снижению пластичности.
2
3
Т.к. любые нежелательные примеси могут помешать или способствовать образованию AlO, либо служить концентраторами напряжений в образцах, их суммарное количество не должно быть более 2,5 вес.%.
2
3
Для дополнительного увеличения прочностных характеристик желательно, чтобы диаметр дисперсионных выделений AlO не превышал 5 мкм.
Еще одним аспектом изобретения является способ получения жаропрочного сплава на основе ниобия, указанного выше, включающий размалывание порошковой смеси, содержащей (вес.%): Al - 0,1-20, Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5 и остальное - ниобий, сначала всухую в течение 14-16 часов, а потом в присутствии ацетона в течение 4-6 часов, при соотношении массы порошков к массе размалывающих шаров 1:(8,5-11,5) до образования пересыщенного твердого раствора Nb(Al), после чего полученную смесь компактируют и спекают при температуре 1650-1750°С в течение 20-60 минут в вакууме 0,13-0,01 Па.
Проведение способа в заявляемых режимах обеспечивает достаточный доступ кислорода, такой, чтобы Al успевал образовывать оксиды, но в то же время Nb не окислялся.
Для дополнительного увеличения прочностных характеристик сплавов желательно, чтобы размер исходных порошков не превышал 2 мкм.
Для получения конечного продукта с уменьшенной пористостью, что приводит к снижению неоднородности и соответственно к количеству концентраторов напряжений, увеличению долговечности, прочности, жесткости, герметичности и т.д., спекание желательно проводить под давлением 3×106-6×106 Па.
Еще одним аспектом изобретения является способ получения жаропрочного сплав на основе ниобия, указанного выше, включающий размалывание порошковой смеси, содержащей (вес.%): Al - 0,1-20, Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5 и остальное - ниобий, сначала всухую в течение 14-16 часов, а потом в присутствии ацетона в течение 4-6 часов, при соотношении массы порошков к массе размалывающих шаров 1:(8,5-11,5) до образования пересыщенного твердого раствора Nb(Al), после чего полученную смесь контактируют и спекание проводят при давлении 13,33-1,33 Па в атмосфере СО.
Атмосфера СО может быть создана использованием графитового нагревателя печи и графитовой пресс-формы или дополнительной подачей СО во время проведения способа.
Осуществление предлагаемого изобретения позволяет получить сплав с высокой жаропрочностью (кратковременная прочность при 1250°С до 200 МПа), пластичностью при наличии в деформируемом объеме растягивающих напряжений в отсутствии сил, препятствующих разрушению, и обеспечить стабильность этих свойств в условиях длительной эксплуатации.
На фиг.1 изображена микроструктура образцов сплава Nb - 20 вес.% Al с указанием частиц оксида алюминия и пор.
На фиг.2 изображена микроструктура образцов сплава Nb - 7,4 вес.% Al с указанием частиц оксида алюминия и пор.
На фиг.3 изображена микроструктура образцов сплава Nb - 7,4 вес.% Al при исходном размере порошинок перед спеканием не более 2 мкм, с указанием частиц оксида алюминия в ниобиевой матрице.
На фиг.4 изображена микроструктура образцов сплава Nb - 7,4 вес.% Al в фазовом и рельефном контрасте, спеченных под давлением при исходном размере порошинок перед спеканием не более 2 мкм, с указанием частиц оксида алюминия в ниобиевой матрице.
На фиг.5 изображена микроструктура образцов сплава сплава Nb - 7 вес.% Al в фазовом и рельефном контрасте, спеченных под давлением в атмосфере СО, с указанием частиц оксида алюминия в ниобиевой матрице.
На фиг.6 изображена зависимость кратковременной прочности от температуры испытания.
Приведенные ниже примеры подтверждают, но не ограничивают предлагаемое изобретение.
Пример 1
Порошковый ниобий НБП А (ГОСТ 26252-84) с суммарным содержанием примесей: Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn не более - 2,5 механически легировался алюминиевым порошком сферическим дисперсным АСД (СТУ 53-309-63). Например, порошковую смесь состава 99,9 вec.% Nb + 0,1 вес.% Al размалывали в шаровой мельнице планетарного типа: 14 ч всухую + 4 ч размол в ацетоне, всего 18 часов, при соотношении массы порошков к массе размалывающих шаров 1:8,5 до образования пересыщенного твердого раствора Nb(Al). Контроль образования пересыщенного раствора ведется методом рентгеноструктурного анализа, до полного исчезновения пиков Al.
Готовую порошковую смесь засыпали в разборную стальную пресс-форму и контактировали. Спекание проводили при нагреве до 1650°С, при выдержке в течение 20 мин в вакууме 0,13 Па.
Состав полученного сплава определялся с помощью электронного сканирующего микроскопа Quanta 500, оснащенного YAG-детекторами вторичных и отраженных электронов, и энергодисперсионного рентгеновского микроанализатора с полупроводниковым Si(Li)-детектором с возможностью локального анализа, который показал
Al - 0,1
2
О - 0,05
Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5
Nb - остальное
2
3
Сплав представляет собой ниобиевую матрицу, внутри которой расположены дисперсионные выделения AlO диаметром до 10 мкм.
Данный сплав обладает наибольшими пластичными характеристиками, относительное удлинение которых составляет до 15% при комнатной температуре и до 20% при 1600°С, при наименьшим эффекте упрочнения, что значительно повышает технологичность обработки данных сплавов.
Пример 2
Порошковый ниобий НБП А (ГОСТ 26252-84) с суммарным содержанием примесей: Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn не более - 2,5 механически легировался алюминиевым порошком сферическим дисперсным АСД (СТУ 53-309-63). Например, порошковую смесь состава 80 вec.% Nb + 20 вес.% Al размалывали в шаровой мельнице планетарного типа: 16 ч всухую + 6 ч размол в ацетоне, всего 22 часа, при соотношении массы порошков к массе размалывающих шаров 1:11,5 до образования пересыщенного твердого раствора Nb(Al). Контроль образования пересыщенного раствора ведется методом рентгеноструктурного анализа, до полного исчезновения пиков Al.
Готовую порошковую смесь засыпали в разборную стальную пресс-форму и компактировали. Спекание проводили при нагреве до 1750°С, при выдержке в течение 60 мин в вакууме 0,01 Па.
Состав полученного сплава определялся с помощью электронного сканирующего микроскопа Quanta 500, оснащенного YAG-детекторами вторичных и отраженных электронов, и энергодисперсионного рентгеновского микроанализатора с полупроводниковым Si(Li)-детектором с возможностью локального анализа, который показал
Al - 20
2
О - 10
Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5
Nb - остальное
2
3
Микроструктура образцов сплава Nb - 20 вес.% Al с указанием частиц оксида алюминия и пор представлена на фиг.1. Как видно из фиг.1, сплав представляет собой ниобиевую матрицу, внутри которой расположены дисперсионные выделения AlO диаметром до 10 мкм.
Данный сплав обладает повышенной прочностью на сжатие при температуре 1600°С, но наименьшей пластичностью, из представленных сплавов в примерах.
Пример 3
Порошковый ниобий НБП А (ГОСТ 26252-84) механически легировался алюминиевым порошком сферическим дисперсным АСД (СТУ 53-309-63). Например, порошковую смесь состава 92,6 вec.% Nb + 7,4 вес.% Al размалывали в шаровой мельнице планетарного типа: 15 ч всухую + 5 ч размол в ацетоне, всего 20 часов, при соотношении массы порошков к массе размалывающих шаров 1:10 до образования пересыщенного твердого раствора Nb(Al). Контроль образования пересыщенного раствора ведется методом рентгеноструктурного анализа, до полного исчезновения пиков Al.
Готовую порошковую смесь засыпали в разборную стальную пресс-форму и компактировали. Спекание проводили при нагреве до 1700°С, при выдержке в течение 30 мин в вакууме 0,07 Па.
Состав полученного сплава определялся с помощью электронного сканирующего микроскопа Quanta 500, оснащенного YAG-детекторами вторичных и отраженных электронов, и энергодисперсионного рентгеновского микроанализатора с полупроводниковым Si(Li)-детектором с возможностью локального анализа, который показал
Al - 7,4
2
О - 3,7
Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5
Nb - остальное
2
3
Микроструктура образцов сплава Nb - 7,4 вес.% Al с указанием частиц оксида алюминия и пор представлена на фиг.2. Как видно из фиг.2, сплав представляет собой ниобиевую матрицу, внутри которой расположены дисперсионные выделения AlO диаметром до 10 мкм.
Данные сплавы показали высокую жаропрочность при испытании на кратковременную прочность более 150 МПа при 1250°С, при хорошей пластичности и высокой технологичности обрабатываемости сплавов.
Пример 4
То же самое, что и в примере 3, но размеры исходных порошков перед спеканием не превышали 2 мкм.
Состав полученного сплава определялся с помощью электронного сканирующего микроскопа Quanta 500, оснащенного YAG-детекторами вторичных и отраженных электронов, и энергодисперсионного рентгеновского микроанализатора с полупроводниковым Si(Li)-детектором с возможностью локального анализа, который показал
Al - 7,4
2
О - 3,7
Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5
Nb - остальное
2
3
Микроструктура образцов сплава Nb - 7,4 вес.% Al при исходном размере порошинок перед спеканием не более 2 мкм представлена на фиг.3. Как видно из фиг.3, сплав представляет собой ниобиевую матрицу, внутри которой расположены дисперсионные выделения AlO диаметром до 5 мкм.
Данные сплавы показали высокую жаропрочность при испытании на кратковременную прочность более 150 МПа при 1250°С, при хорошей пластичности и высокой технологичности обрабатываемости сплавов.
Пример 5
6
То же самое, что и в примере 4, но спекание проводилось под давлением 6×10 Па.
Состав полученного сплава определялся с помощью электронного сканирующего микроскопа Quanta 100, оснащенного YAG-детекторами вторичных и отраженных электронов, и энергодисперсионного рентгеновского микроанализатора с полупроводниковым Si(Li)-детектором с возможностью локального анализа, который показал
Al - 7,4
2
О - 3,7
Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5
Nb - остальное
2
3
Микроструктура образцов сплава Nb - 7,4 вес.% Al в фазовом и рельефном контрасте, спеченных под давлением при исходном размере порошинок перед спеканием не более 2 мкм, представлена на фиг.4. Как видно из фиг.4, сплав представляет собой ниобиевую матрицу внутри, которой расположены дисперсионные выделения AlO диаметром до 5 мкм, с уменьшенной пористостью конечного продукта.
Данные сплавы показали высокую жаропрочность при испытании на кратковременную прочность более 150 МПа при 1250°С, при хорошей пластичности и высокой технологичности обрабатываемости сплавов.
Пример 6
Порошковый ниобий НБП А (ГОСТ 26252-84) механически легировался алюминиевым порошком сферическим дисперсным АСД (СТУ 53-309-63). Например, порошковую смесь состава 93 вес.% Nb + 7 вес.% Al размалывали в шаровой мельнице планетарного типа: 15 ч всухую + 5 ч размол в ацетоне, всего 20 часов, при соотношении массы порошков к массе размалывающих шаров 1:10 до образования пересыщенного твердого раствора Nb(Al). Контроль образования пересыщенного раствора ведется методом рентгеноструктурного анализа, до полного исчезновения пиков Al.
6
Готовую порошковую смесь засыпали в пресс-форму из высокопрочного углерода с обработанной, оксидом алюминия, внутренней поверхностью. Спекание проводили при нагреве до 1700°С под давлением 3×10 Па, в течение 30 мин при давлении 10 Па в атмосфере СО, которая является следствием графитового нагревателя печи и графитовой пресс-формы.
Состав полученного сплава определялся с помощью электронного сканирующего микроскопа Quanta 500, оснащенного YAG-детекторами вторичных и отраженных электронов, и энергодисперсионного рентгеновского микроанализатора с полупроводниковым Si(Li)-детектором с возможностью локального анализа, который показал
Al - 7
2
О - 3,5
Fe, Cr, Cu, Ni, Ti, Cr, Mn в сумме не более - 2,5
Nb - остальное
2
3
Микроструктура образцов сплава сплава Nb - 7 вес.% Al в фазовом и рельефном контрасте, спеченных под давлением при атмосфере СО, представлена на фиг.5. Как видно из фиг.5, сплав представляет собой ниобиевую матрицу, внутри которой расположены дисперсионные выделения AlO диаметром до 5 мкм, с уменьшенной пористостью образцов.
Прочностные характеристики сплава сильно зависят от плотности распределения оксидных включений и пор по объему материала. Как видно из фиг.6, где представлены данные об испытаниях на кратковременную прочность, образцы в которых меньше пор (черный квадратик и кружочек) показали незначительное повышение прочности по сравнению с образцами с большим содержанием пор, что играет ключевую роль в стабильности этих свойств в условиях длительной эксплуатации.
Как видно из приведенных примеров, использование предлагаемого изобретения позволяет получать сплавы с повышенной пластичностью, относительное удлинение которых составляет до 15% при комнатной температуре и до 20% при 1600°С.
Кроме того, получение сплавов данным методом обуславливает экономическую целесообразность применения данных сплавов в отличие от прототипов, т.к. в данном методе при относительно низком вакууме (т.е. требуется меньшая технологичность приготовления сплавов) получаются сплавы с наименьшей пористостью и наиболее высокодисперсным распределением фаз упрочнителей в ниобиевой матрице, что значительно повышает жаропрочность и долговечность сплавов.