СПЛАВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИДОВ ТИТАНА
ALLOY ON BASE OF TITANIUM ALUMINIDES

Изобретение касается сплавов на основе алюминидов титана, полученных при использовании методов пирометаллургии и порошковой металлургии, с составом сплава из Ti-zAl-yNb с 44,5 ат.%≤z≤47 ат.%, в частности 44,5 ат.%≤z≤45,5 ат.%, и 5 ат.%≤y≤10 ат.%, а также, в случае необходимости, добавками B и/или C с содержанием между 0,05 ат.% и 0,8 ат.%.
2
3
3
Титаналюминидные сплавы обладают свойствами, которые особенно пригодны для использования в качестве материалов облегченных конструкций, в частности для применения при высокой температуре. Для промышленной практики особенно интересны сплавы, которые основаны на интерметаллической фазе γ-(TiAl) с тетрагональной структурой и, помимо этой основной фазы γ-(TiAl), также содержат небольшую долю интерметаллической фазы α(TiAl) с гексагональной структурой. Эти γ-титаналюминидные сплавы характеризуются такими свойствами, как малая плотность (3,85-4,2 г/см), высокий модуль упругости, высокие прочность и сопротивление ползучести вплоть до 700°С, которые делают их привлекательными в качестве материалов для подвижных конструктивных элементов при повышенных температурах использования. Примерами этих конструктивных элементов являются лопатки турбин в двигателях самолета и в стационарных газовых турбинах, клапаны у моторов, а также вентиляторы для горячих газов.
В технически важном диапазоне сплавов с содержанием алюминия между 45 ат.% и 49 ат.% при затвердевании из расплава и при дальнейшем охлаждении наблюдается ряд фазовых превращений. Затвердевание может происходить либо полностью через β-твердый раствор с кубической объемно-центрированной структурой (высокотемпературная фаза), либо по двум перитектическим реакциям, в которых участвуют α-твердый раствор с гексагональной структурой и γ-фаза.
Известно, что элемент ниобий (Nb) приводит к повышению прочности, сопротивления ползучести, устойчивости к окислению, а также пластичности. С помощью практически не растворимого в γ-фазе бора может быть достигнуто измельчение зерен как в литом состоянии, так и после обработки давлением с последующей термической обработкой в α-области. Повышенная доля β-фазы в структуре вследствие сниженного содержания алюминия и высоких концентраций β-стабилизирующих элементов может приводить к грубому диспергированию этой фазы и вызывать ухудшение механических свойств.
Механические свойства γ-титаналюминидных сплавов являются сильно анизотропными вследствие их поведения при формовании и разрушении, а также из-за структурной анизотропии предпочтительно отрегулированной ламеллярной структуры или дуплексной структуры. Для целенаправленного регулирования структуры и текстуры при изготовлении конструктивных элементов из алюминидов титана применяют способы литья, различные способы порошковой металлургии и способы обработки давлением, а также комбинации этих способов изготовления.
Из публикаций Y-W.Kim, D.M.Dimiduk в “Structural Intermetallics 1997”, Eds. M.V.Nathal, R.Darolia, C.T.Liu, P.L.Martin, D.B.Miracle, R.Wagner, M.Yamaguchi, TMS, Warrendale PA, 1996, стр.531 известно, что в различных программах развития было исследовано влияние очень большого числа легирующих элементов на строение, регулирование структуры при различных способах получения и отдельные свойства. Найденные взаимосвязи являются при этом столь же сложными, как это имеет место в случае других структурированных металлов, например сталей, и позволяет сделать выводы только в ограниченной и очень общей форме. Поэтому определенные составы могут характеризоваться различающимися комбинациями свойств.
2
3
Из EP 1015605 B1 известен титаналюминидный сплав, который обладает структурно и химически гомогенной структурой. При этом основные фазы γ(TiAl) и α(TiAl) распределены в виде тонкой дисперсии. Описанный титаналюминидный сплав с содержанием алюминия 45 ат.% характеризуется чрезвычайно хорошими механическими свойствами и высокотемпературными свойствами.
Общей проблемой всех титаналюминидных сплавов является их малая пластичность. До сих пор не удавалось существенно улучшить заданные природой интерметаллических фаз высокую хрупкость и малую стойкость к повреждениям титаналюминидных сплавов путем легирующего эффекта (ср. “Structural Intermetallics 1997”, стр.531, смотри выше), а именно для названных во вступлении применений являются достаточными многократные пластические предельные удлинения ≥1%. Однако изготовителям турбин и моторов требуется, чтобы этот минимум пластичности был гарантирован в промышленном производстве через большое число серий. Так как пластичность ощутимо зависит от структуры, в процессах промышленного производства предельно трудно обеспечить образование как можно более гомогенной структуры. Для высокопрочных сплавов максимально допустимая величина дефектов, например максимальный размер зерен или колоний ламелей, особенно мала, так что для таких сплавов желательна очень высокая гомогенность структуры. Однако это может быть достигнуто лишь с большим трудом из-за неизбежных колебаний состава сплава, например ±0,5 ат.% по содержанию Al.
В настоящее время из многих возможных типов структур в γ-титаналюминидных сплавах для высокотемпературных применений принимают во внимание только ламеллярные или так называемые двойные (дуплексные) структуры. Первые возникают при охлаждении из однофазовой области α-твердого раствора, в которой из α-твердого раствора кристаллографически ориентированно выделяются пластинки γ-фазы.
В противоположность этому дуплексные структуры состоят из колоний ламелей и γ-зерен и образуются, когда материал отжигают в двухфазной области α+γ. При этом существующие там α-зерна при охлаждении опять превращаются в двухфазные колонии ламелей. Грубые компоненты структуры возникают в γ-титаналюминидных сплавах прежде всего вследствие того, что при прохождении α-области образуются большие α-зерна. Это может происходить уже при затвердевании, когда из расплава образуются большие столбчатые кристаллы α-фазы. Вследствие этого при обработке следует по возможности избегать однофазной области α-твердого раствора. Однако, так как на практике встречаются колебания состава и температуры процесса, и поэтому строение в обрабатываемом изделии локально колеблется, образование крупных колоний ламелей нельзя исключить.
Исходя из этого уровня техники, в основе данного изобретения лежит задача предоставить в распоряжение титаналюминидный сплав с тонкой и гомогенной структурной морфологией, причем встречающиеся в промышленной практике вариации состава сплава, а также неизбежные колебания температуры при процессе получения не должны оказывать достойного упоминания влияния на гомогенность сплава, в частности без основополагающих изменений способа получения. Далее, задача состоит в том, чтобы предоставить в распоряжение конструктивный элемент из гомогенного сплава.
Эту задачу решают посредством сплава на основе алюминидов титана, полученных при использовании методов пирометаллургии и порошковой металлургии, с составом сплава из Ti-zAl-yNb с 44,5 ат.% ≤z≤47 ат.%, в частности 44,5 ат.%≤z≤45,5 ат.%, и 5 ат.%≤y≤10 ат.%, который улучшают за счет того, что он содержит молибден (Mo) в интервале между 0,1 ат.% и 3,0 ат.%. Остаток сплава состоит из Ti (титана).
В опытах было показано, что путем легирования молибденом в случае алюминидов титана с некоторой долей ниобия, у которых большей частью β-фаза не стабильна во всем интервале температур, и поэтому оставшаяся высокотемпературная β-фаза при обычных стадиях процесса, таких как горячее прессование, распадается, достигается лучшая гомогенность структуры сплава. Таким образом по всему существенному для процесса получения интервалу температур реализуется объемная доля β-фазы без укрупнения зерен. Этот тип сплава согласно изобретению благодаря тонкой и очень равномерной дисперсии β-фазы обладает гомогенной структурой с высокими значениями прочности.
Таким образом, предложен сплав, который пригоден в качестве материала облегченных конструкций для высокотемпературных применений, таких как, например, лопатки турбин или компоненты турбин и моторов.
Сплав согласно изобретению получают при использовании способов металлургического литья, пирометаллургических способов или способов порошковой металлургии, или при использовании этих способов в комбинации с обработкой давлением.
Прежде всего, для сплава Ti - (от 44,5 ат.% до 45,5 ат.%) Al - (от 5 ат.% до 10 ат.%) Nb добавка молибдена с содержанием от 1,0 ат.% до 3,0 ат.% приводит к хорошей микроструктуре с высокой гомогенностью структуры.
Кроме этого, сплав согласно изобретению характеризуется составом из Ti-zAl-yNb-xB с 44,5 ат.%≤z≤47 ат.%, в частности  44,5 ат.%≤z≤45,5 ат.%, 5 ат.%≤y≤10 ат.%, и 0,05 ат.%≤x≤0,8 ат.%, или составом из Ti-zAl-yNb-wC с 44,5 ат.%≤z≤47 ат.%, в частности 44,5 ат.%≤z≤45,5 ат.%, 5 ат.%≤y≤10 ат.% и 0,05 ат.%≤w≤0,8 ат.%, который соответственно содержит молибден (Mo) в интервале между 0,1 ат.% и 3 ат.%.
Альтернативно сплав состоит из Ti-zAl-yNb-xB-wC с 44,5 ат.%≤z≤47 ат.%, в частности 44,5 ат.%≤z≤45,5 ат.%, 5 ат.%≤y≤10 ат.%, 0,05 ат.%≤x≤0,8 ат.% и 0,05 ат.%≤w≤0,8 ат.%, и дополнительно из молибдена в интервале между 0,1 ат.% и 3 ат.%.
С помощью указанных сплавов и соответствующего содержания сплава производят высокопрочные γ-титаналюминидные сплавы с тонкой дисперсией β-фазы для широкого интервала температур процесса.
В настоящем изобретении желаемой устойчивости структуры и надежности процесса достигают вследствие того, что возникновения однофазных областей избегают на протяжении всего проходимого в процессе получения и при применении интервала температур посредством целевого внедрения кубической объемноцентрированной β-фазы. Принципиально β-фаза появляется у всех технических титаналюминидных сплавов в качестве высокотемпературной фазы при температурах ≥1350°С.
Из литературы известно, что эта фаза может быть стабилизирована с помощью различных элементов, таких как Mo, W, Nb, Cr, Mn и V, до низких температур. Однако особенная проблема при легировании этими элементами состоит в том, что β-стабилизирующие элементы должны быть очень точно согласованы с содержанием Al. Кроме того, при добавлении этих элементов возникают нежелательные взаимодействия, которые ведут к высокой доле β-фазы и к грубому диспергированию этой фазы. Строение такого рода крайне вредно для механических свойств.
Далее свойства β-фазы также зависят от соответствующих легирующих элементов сплава и его состава. В частности, строение должно быть выбрано так, что, по существу, избегают выделения хрупкой ω-фазы из β-фазы. По этой причине предлагается состав сплава, с которым могут быть реализованы оптимальный для механических свойств состав и диспергирование β-фазы для широкого интервала температур процесса. Одновременно достигают по возможности хороших прочностных свойств.
Согласно предпочтительному варианту реализации изобретения сплав также содержит бор, предпочтительно содержание бора в сплаве составляет в интервале от 0,05 ат.% до 0,8 ат.%. Добавка бора предпочтительно приводит к образованию устойчивых выделений, которые способствуют механическому упрочнению сплава согласно изобретению и стабилизации структуры сплава.
Кроме того, является предпочтительным, когда сплав содержит углерод, а особо предпочтительно содержание углерода составляет в интервале от 0,05 ат.% до 0,8 ат.%. Добавка углерода также, предпочтительно в комбинации с вышеописанной добавкой бора, приводит к образованию устойчивых выделений, которые также способствуют механическому упрочнению сплава согласно изобретению и стабилизации структуры.
Далее задача решается с помощью конструктивного элемента, который изготовлен из сплава согласно изобретению. Во избежание повторений специально дается ссылка на предыдущие варианты реализации.
Далее без ограничения общих идей, изобретение примерно описывается с помощью примеров реализации со ссылкой на приложенные схематические изображения, на которых указываются в остальном относительно раскрытия все не очень подробно объясненные в тексте подробности изобретения. На них показано следующее:
фиг.1 - снимок в сканирующем электронном микроскопе слитка из сплава Ti-45Al-8Nb-0,2C (ат.%);
фиг.2a-2c - соответственно снимок структуры сплава Ti-45Al-8Nb-0,2C (ат.%) с помощью сканирующего электронного микроскопа после различных стадий способа;
фиг.3a и 3b - соответственно снимок структуры сплава согласно изобретению Ti-45Al-5Nb-2Mo (ат.%) после различных стадий способа;
фиг.4 - диаграмма с кривыми напряжение-относительное удлинение образца сплава Ti-45Al-5Nb-2Mo (ат.%).
На фиг.1 приведены два снимка структуры в слитке из сплава Ti-45Al-8Nb-0,2C (ат.%). Эти снимки, также как и все другие снимки на последующих чертежах, сделаны с помощью электронов обратного рассеяния на сканирующем электронном микроскопе.
2
2
Структура (фиг.1) демонстрирует колонии ламелей α- и γ-фазы, которые возникли из прежних γ-ламелей. Прежние γ-ламели разделяются полосами изображенных светлым зерен β- или B2-фазы. Образовавшиеся сначала при α-β-превращении α-ламели распадаются при дальнейшем охлаждении на α- и γ-ламели.
2
На фиг.2a-2c приведены еще одни снимки в сканирующем электронном микроскопе структуры сплава Ti-45Al-8Nb-0,2C (ат.%) после различных стадий способа. Фиг.2a изображает структуру после горячего прессования при 1230°С. Направление горячего прессования проходит горизонтально. Структура демонстрирует зерна α- и γ-фазы, причем кубическая объемноцентрированная β-фаза исчезла.
2
2
Фиг.2b изображает структуру сплава после горячего прессования при 1230°С и последующей стадии ковки при 1100°С. Структура демонстрирует зерна α- и γ-фазы и несколько мелких колоний α/γ-ламелей.
2
2
На фиг.2с изображена структура сплава после горячего прессования при 1230°С и последующей термообработки при 1330°С. Структура также демонстрирует зерна α- и γ-фазы. Картинка показывает полностью ламеллярную структуру с ламелями α- и γ-фазы. Размер колоний ламелей составляет приблизительно 200 мкм, причем также встречаются колонии, которые явно больше 200 мкм.
Как и в структуре, представленной на фиг.2a, так и в структурах, представленных на фиг.2b и 2c, кубической объемно-центрированной фазы больше нет. Таким образом, β-фаза в этом температурном интервале с термической обработкой после горячего прессования термодинамически не стабильна.
На фиг.3a и 3b изображены структуры сплава согласно изобретению на двух фотографиях в сканирующем электронном микроскопе. Исходя из сплава Ti-45Al-5Nb, легировали этот сплав 2 ат.% молибдена. Этот полученный сплав Ti-45Al-5Nb-2Mo основан на составе, подобном описанному в европейском патенте EP 1015650 B1.
На фиг.3a и 3b изображены структуры этого сплава согласно изобретению, которые наблюдались после горячего прессования при 1250°С и последующей термообработки при 1030°С (фиг.3a), а также при 1270°С (фиг.3b).
2
2
Структура на фиг.3a демонстрирует зерна α-, γ- и изображенной светлым β-фазы, причем последние упорядочены в полоски. Структура на фиг.3b демонстрирует колонии ламелей α- и γ-фазы, а также зерна изображенной светлым β-фазы, из которых вновь выделилась γ-фаза.
Структуры на фиг.3a и 3b являются тонкими, очень гомогенными и демонстрируют равномерное распределение β-фазы. После термообработки при 1030°С имеет место глобулярная структура, причем зерна β-фазы упорядочены в полоски параллельно направлению горячего прессования (фиг.3a), в то время как материал, подвергнутый термообработке при 1270°С, обладает очень гомогенной, полностью ламеллярной структурой с равномерно распределенными β-зернами (фиг.3b).
Размер колоний в структуре сплава Ti-45Al-5Nb-2Mo составляет между 20 и 30 мкм и является, таким образом, по меньшей мере в 5 раз меньшим, чем обычный в полностью ламеллярных структурах γ-титаналюминидных сплавов. Кроме того, внутри β-фазы выделяется γ-фаза, так что β-зерна распределяются очень тонко. Таким образом, в целом достигают очень тонкой и гомогенной структуры.
Исследования показали, что эта тонкая и гомогенная структурная морфология имеет место после термообработки во всем высокотемпературном интервале до 1320°С. Структура определенно характеризуется тем, что на протяжении всего интервала важных для процесса получения температур имеет место достаточная объемная доля β-фазы и эффективно подавляется укрупнение зерен.
В испытаниях на растяжение, которые проводили на материале, подвергнутом термообработке при 1030°С, при комнатной температуре были измерены предел текучести 867 МПа, предел прочности на растяжение 816 МПа и пластическое предельное удлинение 1,8%.
На фиг.4 изображены измеренные в испытаниях на растяжение кривые напряжение-относительное удлинение образца сплава Ti-45Al-5Nb-2Mo. Образец материала был подвергнут горячему прессованию при 1250°С и затем термообработке в течение 2 часов при 1030°С и охлаждению в печи. Кривые растяжения, полученные при 700°С и 900°С, показывают, что сплав пригоден для многих высокотемпературных применений.
С помощью дополнительного легирования малым количеством молибдена достигают очень равномерной микроструктуры в сплаве, так что эти сплавы могут быть легко использованы в качестве высокотемпературных материалов.
Кроме того, на фиг.4 представлены результаты испытания на растяжение при комнатной температуре (25°С) для материала согласно изобретению, причем напряжение при растяжении σ приведено в МПа, а относительное удлинение ε - в %. При этом был найден пик предела текучести, который до сих пор обычно не наблюдался у γ-титаналюминидных сплавов. Это является признаком особенно тонкой и гомогенной структуры. Пик предела текучести указывает на то, что материал может реагировать на локальные напряжения пластическим течением, что очень благоприятно для пластичности и стойкости к повреждениям.
Гомогенность сплавов согласно изобретению в интервале важных технологических температур не зависит от технически неизбежных колебаний температуры или состава.
Титаналюминидные сплавы согласно изобретению получали при использовании методов литья или порошковой металлургии. Например, сплавы согласно изобретению могут быть обработаны посредством горячей ковки, горячего прессования или горячего выдавливания и горячей прокатки.
Изобретение имеет преимущество в том, что, несмотря на колебания состава сплава и условий процесса, существующие в промышленном производстве, предоставляется более надежный, чем известные до сих пор, титаналюминидный сплав с очень равномерной микроструктурой и высокой прочностью.
Титаналюминидные сплавы согласно изобретению достигают высокой прочности вплоть до температуры в интервале от 700°С до 800°С, а также хорошей пластичности при комнатной температуре. Таким образом, эти сплавы пригодны для большого числа областей применения и могут, например, использоваться для особенно высоко нагружаемых конструктивных элементов или при чрезвычайно высоких для титаналюминидных сплавов температурах.