一种具有优良高温变形能力的β‑γ高Nb‑TiAl合金

摘要

一种具有优良高温变形能力的β‑γ高Nb‑TiAl合金，属于金属材料领域。合金由Ti、Al、Nb、B、Y和β相稳定元素(Mn、Cr、Mo、V)组成，其中Al含量为40‑44at％，Nb含量为6‑10at％，B含量为0.1‑0.3at％，Y含量为0.1‑0.3at％。Mn和Cr的单一添加量分别为0.5‑3.0at％，Mo和V的单一添加含量分别为0‑2.0at％，总添加量为1.0‑7.0at％，余量为Ti。合金的组织主要是由γ相和β相组成，α2相的含量较少，为2.0％～5.0％，铸造合金的组织为细小均匀的等轴晶。本发明的优点在于：添加了β相稳定元素，增加了β相含量，提高了高Nb‑TiAl合金高温变形能力，使该β‑γ高Nb‑TiAl合金具有优良的高温变形能力。

说明书

技术领域

本发明提供了一种具有优良高温变形能力的β-γ高Nb-TiAl合金，属于高温合金技术领域。

背景技术

高铌γ-TiAl金属间化合物因为高熔点难熔金属Nb元素的加入提高了合金的熔点和有序化温度，降低了扩散系数和层错能，提高了合金的高温强度和抗氧化性，并且还兼顾了普通γ-TiAl合金的密度小、晶体结构简单和易于通过控制显微组织进而改善性能的优点，因此被认为是未来航空航天最有应用潜力的新一代高温轻质结构材料。然而由于高铌γ-TiAl合金较低的室温塑性和断裂韧性，使其热加工性能差，因而限制了它的实际应用。获得细小均匀的显微组织是改善γ-TiAl合金室温塑性的关键。

目前，改善γ-TiAl合金室温塑性的方法主要有合金化、热处理和热加工(如：锻造、轧制)等。其中，热处理(Wu XH,Hu D.Microstructural refinement in cast TiAlalloys by solid state transformations.Scripta Mater,2005；52:731.)是通过消除室温组织中的脆性B₂相来提高合金的室温塑性，但是热处理过程时间比较长，且容易出现明显的晶粒长大现象；热加工(Tetsui>

普通γ-TiAl合金主要是由γ+α₂相组成，其铸态组织一般为粗大的片层结构，成分不均匀，严重偏析，铸造织构强烈，严重影响了TiAl合金的性能(Chen>2相的含量非常少，该类合金能够通过β凝固获得细小均匀、没有强烈偏析的原始组织，可以有效改善γ-TiAl合金的室温塑性。此外，β-γTiAl合金利用无序的β相在高温下独立滑移系多、变形抗力小、易于塑性加工的特点，具有优良的热加工性能。可见，对高铌γ-TiAl合金进行合金化增加合金中的β相含量，从而有效改善高铌γ-TiAl合金的热加工能力，研发具有优良高温变形能力的β-γ高Nb-TiAl合金非常必要。

发明内容

本发明的目的在于通过添加β相稳定元素，增加β相含量，提高高Nb-TiAl合金的热加工能力，即降低高Nb-TiAl合金的变形抗力，使高Nb-TiAl合金的高温变形能力提高。

一种具有优良高温变形能力的β-γ高Nb-TiAl合金，其特征在于Nb-TiAl合金中Al含量为40-44at％，Nb含量为6-10at％，B含量为0.1-0.3at％，Y含量为0.1-0.3at％，β相稳定元素Mn和Cr的单一添加量分别为0.5-3.0at％，Mo和V的单一添加含量分别为0-2.0at％，总添加量为1.0-7.0at％，余量为Ti。

进一步的，高Nb-TiAl合金中Mn/Cr比为3：2。

再进一步的，高Nb-TiAl合金中Mn＝1.5at％，Cr＝1.0at％，合金中的β相数量达到12.5％，且β相呈细小均匀的网状。

进一步的，本发明高Nb-TiAl合金组织主要由γ相和β相组成，γ相含量为76-90％，β相含量为4.2％-20.5％，α₂相的含量较少，为2.0％-5.0％，铸造合金的组织为细小均匀的等轴晶。

低Al和高Nb共同作用促使合金由α凝固方式转变为β凝固方式。

B含量为0.1-0.3at％，细化了等轴晶的晶粒尺寸；

Y含量为0.1-0.3at％，提高合金的抗氧化性到900℃；

β相稳定元素Mn和Cr的单一添加量分别为0.5-3.0at％，Mo和V的单一添加含量分别为0-2.0at％，总添加量为1.0-7.0at％，且随着β相稳定元素添加量的增加，不仅β相的数量明显增加到4.2％-20.5％，而且β相形貌由细小的网状转变为粗大的棒状或树枝状，二者共同影响着合金的高温变形抗力，即：当β相的数量为4.2％-12.5％时，β相形貌多呈细小的网状，高温变形抗力随β相数量的增加而提高；反之，当β相的数量为12.5％-20.5％时，β相形貌多呈粗大的棒状或树枝状，易导致局部流变，其高温变形抗力随β相数量的增加而降低。四种元素对合金高温变形的提升能力依次为Mn＞Cr＞Mo＞V，且当Mn：Cr＝3：2时，特别是当Mn＝1.5at％，Cr＝1.0at％时，该合金的高温变形能力最佳；

本发明的β-γ高Nb-TiAl合金的化学成分为Ti-Al-Nb-B-Y-X，其具体成分见表1。

该合金的铸态组织由γ相和β相组成，α₂相的含量较少，铸造合金的组织得到细小均匀的等轴晶，合金中β相含量的增加有效地降低了高Nb-TiAl合金的变形抗力，进而提高了合金的热加工能力。

表1β-γ高Nb-TiAl合金的化学成分(原子百分比，at％)

本发明的优点在于：添加了β相稳定元素，增加了β相含量，提高了高Nb-TiAl合金高温变形能力，使该β-γ高Nb-TiAl合金具有优良的高温变形能力。

附图说明

图1为β-γ高Nb-TiAl合金：Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-0.2B-0.2Y(原子分数)的XRD谱线；

图2为β-γ高Nb-TiAl合金：Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-0.2B-0.2Y(原子分数)的铸态组织背散射照片；

图3为β-γ高Nb-TiAl合金：Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-0.2B-0.2Y(原子分数)的压缩真应力-真应变曲线；

图4为β-γ高Nb-TiAl合金：Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-1.0Cr-0.2B-0.2Y(原子分数)的铸态组织背散射照片；

图5为β-γ高Nb-TiAl合金：Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-1.0Cr-0.2B-0.2Y(原子分数)的压缩真应力-真应变曲线。

具体实施方式

实施例1：成分为Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-0.2B-0.2Y(原子百分比，at％)的β-γ高Nb-TiAl合金。原料为海绵钛、高纯Al、Nb-Al中间合金、Al-Ti-B中间合金、高纯度钇屑、高纯Mn，各种原材料的纯度如表2所示。采用真空非自耗电弧熔炼炉将其熔炼成铸锭(熔炼参数如表3所示)，反复熔炼5次，制得成分均匀、组织为细小均匀等轴晶、具有优良高温变形能力的β-γ高Nb-TiAl合金。图1为该合金的XRD谱线，发现β相的存在。该合金的原始组织(图2)的片层团细小，成分均匀，没有强烈的偏析，明显优于传统的高Nb-TiAl合金的原始组织(许正芳,徐向俊,林均品,张勇,王艳丽,林志,陈国良.热处理对大尺寸铸态高Nb-TiAl合金组织中S-偏析的影响.航空材料学报,2007,27(3):28.)，且原始组织中的β相(白色衬度)的含量明显多于传统高Nb-TiAl合金中的β相含量(许正芳,徐向俊,林均品,张勇,王艳丽,林志,陈国良.热处理对大尺寸铸态高Nb-TiAl合金组织中S-偏析的影响.航空材料学报,2007,27(3):28.)。图3为铸锭中切取的Φ6mm×8mm圆柱试样，在Gleeble1500试验机上以5℃/s升温到1200℃，保温3分钟后开始压缩，获得的压缩真应力-真应变曲线(应变速率为0.001s^-1)，为了比较图3还列出了相同条件下Ti-44Al-8Nb-0.2B-0.2Y传统高Nb-TiAl合金的压缩真应力-真应变曲线，明显可见该β-γ高Nb-TiAl合金的高温变形抗力明显低于传统的高Nb-TiAl合金(Ti-44Al-8Nb-0.2B-0.2Y)的高温变形抗力，具有良好的变形能力。

表2原材料的纯度(wt.％)

表3非自耗真空电弧炉熔炼参数

实施例2：成分为Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-1.0Cr-0.2B-0.2Y(原子百分比，at％)的β-γ高Nb-TiAl合金。原料为海绵钛、高纯Al、Nb-Al中间合金、Al-Ti-B中间合金、高纯度钇屑、高纯锰和高纯铬(99.99wt％)，除高纯铬原材料外，其它各种原材料的纯度如表2所示，采用真空非自耗电弧熔炼炉将其熔炼成铸锭(熔炼参数如表3所示)，反复熔炼5次，制得成分均匀、组织为细小均匀等轴晶、具有优良高温变形能力的β-γ高Nb-TiAl合金。该合金原始铸态组织为细小均匀的等轴晶，含有大量的β相，片层团细小，成分均匀，没有强烈的偏析(图4)。图5为铸锭中切取的Φ6mm×8mm圆柱试样，在Gleeble1500试验机上以5℃/s升温到1200℃，保温3分钟后开始压缩，获得的压缩真应力-真应变曲线(应变速率为0.01s^-1)，可见该β-γ高Nb-TiAl合金的高温变形抗力明显低于传统的高Nb-TiAl合金(Ti-44Al-8Nb-0.2B-0.2Y)的高温变形抗力，具有优良的高温变形能力和热加工能力。

实施例3：成分为Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-1.0Cr-0.2B-0.2Y(原子百分比，at％)的β-γ高Nb-TiAl合金。原料为海绵钛、高纯Al、Nb-Al中间合金、Al-Ti-B中间合金、高纯度钇屑、高纯锰和高纯铬(99.99wt％)，除高纯铬原材料外，其它各种原材料的纯度如表2所示，采用真空感应磁悬浮熔炼，浇铸出Φ50mm的铸锭。具体工艺包括设备型号：ZG-2XF，真空度抽至2×10^-2Pa以下，熔炼之前向真空室内充入高纯氩气进行气体保护，为了熔炼充分均匀，布料时高熔点金属放在上面，低熔点金属放在坩埚底部，本实验中底层放海绵钛，中间放纯铝和其它的配料，上层加放剩余的海绵钛。反复熔炼3次，第3次浇铸到模具。对熔炼后铸锭的中部切下的Ф6×8mm的圆棒进行组织观察和高温变形抗力测试，实验结果为：原始铸态组织为细小均匀的等轴晶，含有大量的β相，片层团细小，没有强烈的偏析；该合金的高温变形抗力明显低于传统的高Nb-TiAl合金(Ti-44Al-8Nb-0.2B-0.2Y)的高温变形抗力，具有优良的高温变形能力和热加工能力。