интерметаллический сплав на основе никель-алюминия

Формула изобретения

1. Интерметаллический сплав на основе никель-алюминия, содержащий преобладающе бинарную фазу NiAl, а также дополниельно хром и тантал, причем общая доля хрома и тантала составляет до 12 ат.% и по меньшей мере по выбору дополнительно один элемент, выбранный из группы, содержащей железо, молибден, вольфрам, ниобий и гафний с соответствующей долей до 1 ат.% и в общей сложности не больше 3 ат.%.

2. Сплав по п.1, отличающийся тем, что содержит 70 - 95 ат.% бинарной фазы NiAl, в частности 85 - 90 ат.%.

3. Сплав по п.1 или 2, отличающийся тем, что содержит 0,3 - 3,8 12 ат.% тантала и 1,0 - 9,0 ат.% хрома.

4. Сплав по п.3, отличающийся тем, что содержит 0,3 - 0,9 ат.% тантала и 1,0 - 3,0 ат.% хрома.

5. Сплав по п.3, отличающийся тем, что содержит 1,7 - 3,0 ат.% тантала и 6,0 - 9,0 ат.% хрома.

6. Сплав по любому из предыдущих пунктов, отличающийся тем, что содержит тантал и хром в соотношении 1 : 3 или меньше.

7. Сплав по любому из предыдущих пунктов, отличающийся тем, что на, по меньшей мере, некоторых границах зерен NiAl имеются осаждения грубой фазы Лавеса и внутри, по меньшей мере, некоторых зерен никель-алюминия осаждения мелкозернистой фазы Лавеса и - хром.

8. Сплав по п.7, отличающийся тем, что его структура содержит 5 - 11 об. % осаждений грубой фазы Лавеса на границах зерен и 3 - 10 об.% осаждений мелкозернистой фазы Лавеса и -хром в NiAl.

9. Сплав по п.8, отличающийся тем, что его структура содержит порядка 11 об. % осаждений фазы Лавеса на границах зерен и порядка 10 об.% осаждений в бинарной фазе NiAl.

10. Сплав по любому из предыдущих пунктов, отличающийся тем, что его используют в качестве материала для изготовления деталей газовых турбин, таких, как рабочие лопатки газовых турбин и направляющие лопатки газовых турбин.

11. Сплав по любому из предыдущих пунктов, отличающийся тем, что его используют в качестве материала для изготовления изделий, обладающих 0,2%-ным пределом прочности при растяжении при комнатной температуре выше 600 МПа, при 800^oC - выше 200 МПа и при 1000^oC - выше 90 МПа, вязкостью K_к по меньшей мере 7 МПа/м, сопротивлением к окислению порядка 5 10^-14 г²см^-4с и хорошей стойкостью к термоудару.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к интерметаллическому сплаву на основе никель-алюминия, который содержит бинарную фазу NiAl. Далее изобретение относится к применению интерметаллического сплава на основе никель-алюминия.

Такой интерметаллический сплав на основе никель-алюминия следует из статьи "NiAl Alloys for High Temperature Structural Applications", Journal of Metals, март 1991, стр. 44 и т.д.

В DE-AS 18 12 144 описан способ изготовления высокопрочного никель-алюминиевого материала с хорошей стойкостью к окислению. В этом способе порошок никеля и порошок алюминия смешивают и затем прессуют и подвергают холодной деформации, так что получается самонесущее и взаимосвязанное формованное изделие с волокнистой или ламинарной структурой. Доля никеля лежит минимум при 80% и доля алюминия максимум при 20%. Взаимосвязанное изделие после этого последовательно подвергают горячей деформации при соответственно повышенных температурах. Наряду с твердым раствором алюминия в никеле при этом дополнительно возникает прежде всего соединение Ni₃Al. Этот твердый раствор, а также соединение Ni₃Al могут быть обнаружены с помощью рентгеновского анализа. В какой мере способом могут получаться другие соединения между никелем и алюминием, из этой выложенной заявки не следует.

В основе изобретения лежит задача улучшения термомеханических характеристик никель-алюминиевого сплава. К ним относятся прежде всего термостойкость, сопротивление окислению и стойкость к тепловому удару. Другая задача изобретения состоит в указании применения такого улучшенного никель-алюминиевого сплава.

Для решения этой задачи указан интерметаллический сплав на основе никель-алюминия, который преобладающе содержит бинарную фазу NIAI, а также дополнительно хром и тантал, причем хром и тантал содержатся с общей долей до 12 ат.% и который по выбору содержит дополнительно по меньшей мере один элемент из группы железо, молибден, вольфрам, ниобий и гафний соответственно с долей до 1 ат.%, в общей сложности однако не больше, чем 3 ат.%.

Доля бинарной фазы NiAl лежит предпочтительно между 70 до 95 ат.%, в частности между 85 и 90 ат.%. Предпочтительные диапазоны содержания для тантала или соответственно хрома лежат при 0,3 до 3,8 ат.% или соответственно 1,0 до 9,0 ат.%. Внутри этих диапазонов предпочтительно применяют 0,3 до 0,9 ат. % тантала и 1,0 до 3,0 ат.% хрома или соответственно 1,7 до 3,0 ат.% тантала и 6,0 до 9,0 ат.% хрома.

Соотношение тантала к хрому при этом составляет предпочтительно 1: 3 или меньше. При подобном соотношении концентрация замещающих элементов в NiAl достигает максимума. За счет добавки тантала и хрома в интерметаллическом сплаве на основе никель-алюминия на границах зерен двоичной фазы NiAl появляются осаждения грубой множественной фазы Лавеса (Laves-Phase), в которой могут участвовать элементы Ni, Al, Cr и Ta. К тому же внутри зерен NiAl есть осаждения мелкозернистой фазы Лавеса и - хрома. При этом предпочитают, чтобы структура состояла из 5 до 11 объем. % фазы Лавеса, 3 до 10 об.% осаждений в NiAl, а также остатка из NiAl. Особенно предпочтительной оказалась структура, которая содержит порядка 11 об.% фазы Лавеса на границах зерен и порядка 10 об.% осаждений в NiAl, а также NiAl в качестве остатка.

Дальнейшее улучшение определенных характеристик получается, если в сплаве дополнительно содержится по меньшей мере один элемент из группы железо, молибден, вольфрам и гафний в количестве соответственно до 1 ат.%, в общей сложности, однако, не больше 3 ат.%. Сплав, кроме того, может содержать остаточные элементы, как кислород, азот и серу, а также обусловленные изготовлением загрязнения.

Путем добавки тантала и хрома в указанных диапазонах содержания образуются уже упомянутые грубые или соответственно мелкозернистые множественные фазы Лавеса и -хром. Эти осаждения, как правило, можно найти на клиновых точках (граничные точки соприкосновения зерен) различных NiAl-зерен. Более высокие, чем указанные количества легирующих элементов тантала или соответственно хрома, могут приводить к тому, что количество осаждений нежелательным образом увеличивается. При слишком сильном увеличении объемной доли фазы Лавеса возникает ячеистая структура, в которой фаза Лавеса берет на себя функцию матрицы. Слишком большая доля фазы Лавеса в структуре делает интерметаллический сплав хрупким и плохо обрабатываемым.

За счет добавки одного или нескольких элементов из группы железо, молибден, вольфрам, ниобий и гафний соответственно до 1 ат. %, в общей сложности однако не больше 3 ат.%, может быть достигнуто повышение прочности при кратковременной нагрузке. Однако уменьшается устойчивость против ползучести. За счет добавки гафния после первой коррозии обуславливается улучшенное сцепление окисного слоя.

Направленная на применение сплава задача решается согласно изобретению за счет того, что со сплавом на основе NiAl изготавливают детали газовой турбины, в частности, подвергающиеся высокотемпературной нагрузке детали, как лопатки газовых турбин. Изготовленная из основного сплава деталь газовой турбины, в частности лопатка турбины, вследствие высокого сопротивления окислению является особенно пригодной для длительного использования при высоких температурах, например выше 1100^oC, в частности при 1350^oC. В зависимости от требований в случае такой детали в противоположность к суперсплавам можно отказаться от дополнительного покрытия защитными слоями. Изготовленная таким образом, состоящая из единого сплава без дополнительно наносимых слоев лопатка турбины является изготавливаемой существенно проще и по сравнению с состоящими из нескольких слоев лопатками турбины является свободной от проблематики соединения между отдельными слоями.

Интерметаллический сплав на основе никель-алюминия в общем является пригодным также в качестве материала для изготовления предметов, которые должны обладать высокой прочностью, высокой теплостойкостью, хорошей вязкостью, хорошим сопротивлением к окислению и хорошей стойкостью против теплового удара. При этом прочность лежит с 0,2%-ным пределом прочности при растяжении при комнатной температуре выше 600 МПа. Термостойкость с 0,2%-ным пределом прочности при растяжении лежит выше 200 МПа при 800^oC и выше 90 МПа при 1000^oC. Вязкость составляет по меньшей мере 7 МПа/м и сопротивление окислению лежит по порядку величины 510^-14 г²см^-4 с.

С помощью следующих примеров интерметаллический сплав на основе никель-алюминия поясняется более подробно.

Состав (в ат.%) исследованных сплавов приведен в следующей таблице 1.

Выполнение структуры, то есть размер зерен, распределение осаждений и величина осаждений сильно зависят от процесса изготовления. Путем термодинамических обработок, профильного прессования (SP) или использования пути изготовления с помощью порошковой металлургии (РМ) распределение частиц фаз Лавеса гомогенизируется.

Также и механические свойства сплавов являются сильно зависящими от выбранного процесса изготовления. Прослеживаются следующие пути изготовления для этих сплавов:

- направленное затвердевание как возможность получения структуры с малыми дефектами за счет технологии литья. Параметры процесса соответствуют таковым для суперсплавов (сравни U. Paul, VDI-Fortschrittbericht Nr. 264, издательство VDI),

- порошковая металлургия: путем распыления в инертном газе через сопла и последующего горячего изостатического прессования при 1250^oC,

- профильное прессование для гомогенизации структуры и регулирования определенных размеров диаметров зерен при 1250^oC,

- горячее прессование при многоосном состоянии напряжения и 1100^oC.

Направленно-отвержденные пробы имеют однозначно более высокую прочность, в то время как материал, полученный профильным прессованием, имеет уменьшенную или очень малую прочность. В следующей таблице 2 представлен 0,2%-ный предел прочности при растяжении при испытании давлением для различных сплавов, а также для NIAI.

Сопротивление ползучей деформации (в МПа) исследованных сплавов в испытании давлением (вторичная стационарная стойкость к ползучей деформации в качестве функции скорости растяжения [в 1/с] при 1000^oC и 1100^oC представлены в таблице 3.

Стойкости этих сплавов к ползучести являются выше, чем стойкости к ползучести сравнимых интерметаллических фаз, например, выше чем стойкость к ползучести бинарных NiAl или соответственно NiAI-Cr-сплавов.

Таблица 4a дает сравнение 0,2%-ного предела прочности при растяжении (в МПа) в испытании давлением обычного суперсплава, бинарного NiAl-сплава и NiAI-Ta-Cr-сплава.

Относительно 0,2%-ного предела прочности при растяжении получается превосходство соответствующего изобретению сплава при температурах выше 1000^oC.

Сравнение стационарного сопротивления ползучести при 10^-7 1/с (в МПа) в испытании давлением суперсплава, бинарного NiAl-сплава и разработанного NiAI-Ta-Cr-сплава передает следующая таблица 4Ь:

Здесь сокращение н.о. означает, что значение не было определено.

По сравнению с обычными суперсплавами NiAl-Ta-Cr-сплав обладает преимуществом, что он также выше 1050^oC - 1100^oC имеет достаточную прочность. В этом сплаве нет внезапного спада прочности, который может объясняться распадом упрочненной фазы.

Таблица 5 показывает сравнение известных из промышленных данных K_IC-значений различных керамик, а также изготовленного методами порошковой металлургии NiAI-Ta-Cr-сплава.

Вязкость интерметаллического сплава на основе NiAl является значительно лучшей, чем измеренные данные для бинарного NiAl и SiC.

Сплав обладает хорошим сопротивлением окислению порядка величины 510^-14 г²см^-4с, которое является, таким образом, равным или даже лучше, чем сопротивление окислению бинарного NiAl. В противоположность суперсплаву, таким образом, при высоких температурах не нужны никакие защитные слои, например, из керамического материала. За счет этого отпадает проблематика соединения между керамическими и металлическими компонентами.

Имеет место также достаточная стойкость к тепловому удару. При 1350^oC сплавом достигаются 500 температурных циклов без повреждения материала.