高断裂韧性的Ti2AlNb基合金及其制备方法和应用

摘要

本发明涉及钛合金技术领域，尤其是涉及一种高断裂韧性的Ti2AlNb基合金及其制备方法和应用。高断裂韧性的Ti2AlNb基合金，由按质量百分比计的如下组分组成：Al 10.25%~10.6%、Nb 43.0%~44.0%、余量Ti和不可避免的杂质。本发明通过对合金成分进行调整优化，使得到的Ti2AlNb基合金具有高断裂韧性，同时兼顾保证其他综合力学性能满足使用要求。具体的，本发明的高断裂韧性的Ti2AlNb基合金具有高断裂韧性、低疲劳裂纹扩展速率，以及良好的650℃/360MPa的持久性能和室温拉伸塑性等。

说明书

技术领域

本发明涉及钛合金技术领域，尤其是涉及一种高断裂韧性的Ti

背景技术

Ti-Al系金属间化合物具有密度低、比强度高、抗氧化性能好等优点，是650℃以上温度应用的高温结构件的备选材料。对Ti-Al系合金的早期研究主要集中在Ti

随着发动机设计所对发动机可靠性的高要求，对材料损伤容限性能有了更高的要求，尤其是对于室温塑性较低的Ti

有鉴于此，特提出本发明。

发明内容

本发明的第一目的在于提供高断裂韧性的Ti

本发明的第二目的在于提供高断裂韧性的Ti

本发明的第三目的在于提供高断裂韧性的Ti

本发明的第四目的在于提供具有高断裂韧性的制件。

为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：

高断裂韧性的Ti

Al 10.25%~10.6%、Nb 43.0%~44.0%、余量Ti和不可避免的杂质。

目前国际上对Ti

本发明通过对合金成分进行调整优化，使得到的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述不可避免的杂质包括O、N和H中的任一种或多种。进一步的，所述合金中，O的含量≤0.06wt%，N的含量≤0.01wt%，H的含量≤0.01wt%。

本发明还提供了高断裂韧性的Ti

采用钛、铝和铌作为原料，按比例配料后，进行熔炼得到铸锭。

在本发明的具体实施方式中，所述熔炼的方法为真空自耗+凝壳+自耗，具体为一次真空自耗熔炼、二次真空凝壳熔炼、三次真空自耗熔炼。

在本发明的具体实施方式中，所述钛为海绵钛，所述铝为纯铝豆，所述铌为纯铌屑。

本发明还提供了上述任意一种所述高断裂韧性的Ti

本发明还提供了一种制件，采用上述任意一种所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述制件包括转动件。

在本发明的具体实施方式中，所述制件的制备方法包括：将所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述固溶热处理的条件包括：于960~980℃保温处理2~4h后，快冷。

在本发明的具体实施方式中，所述时效热处理的条件包括：于770~790℃保温处理16h以上后，空冷。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

（1）本发明通过对合金成分进行调整优化，使得到的Ti

（2）本发明的Ti

（3）本发明的Ti

附图说明

为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本发明实施例2制得的制件的组织的扫描电镜照片；

图2为比较例2制得的制件的组织的扫描电镜照片；

图3为本发明实施例2和比较例2制得的制件的宏观断口形貌；其中（a）对应比较例2制得的制件，（b）对应实施例2制得的制件；

图4为本发明实施例制得的制件的力学性能测试结果；

图5为比较例制得的制件的力学性能测试结果。

具体实施方式

下面将结合附图和具体实施方式对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，但是本领域技术人员将会理解，下列所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例，仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

高断裂韧性的Ti

Al 10.25%~10.6%、Nb 43.0%~44.0%、余量Ti和不可避免的杂质。

本发明通过对合金成分进行调整优化，使得到的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

在本发明的优选实施方式中，所述高断裂韧性的Ti

Al 10.25%~10.5%、Nb 43.2%~43.8%、余量Ti和不可避免的杂质。

在本发明的具体实施方式中，所述不可避免的杂质包括O、N和H中的任一种或多种。进一步的，所述合金中，O的含量≤0.06wt%，N的含量≤0.01wt%，H的含量≤0.01wt%。

本发明还提供了高断裂韧性的Ti

采用钛、铝和铌作为原料，按比例配料后，进行熔炼得到铸锭。

在本发明的具体实施方式中，通过真空自耗+凝壳+自耗的熔炼方法制备出铸锭。具体为一次真空自耗熔炼、二次真空凝壳熔炼、三次真空自耗熔炼。

作为本发明的一种实施方式，具体的工艺过程为：配料计算、电极压制、电极组焊、一次真空自耗熔炼、二次真空凝壳熔炼、三次真空自耗熔炼。首先按照名义配料成分计算出每一节电极所需配料重量，之后进行原材料混料和电极压制，制备得到一次自耗用电极，经过一次自耗（φ300mm）和二次凝壳熔炼得到3根φ130mm成分均匀一致的凝壳铸锭。然后，将3根凝壳铸锭通过炉内焊接的方式组焊成自耗用电极，最后经过真空自耗熔炼得到φ180mm的成品锭。铸锭经车削扒皮去除表面氧化皮后直径约为φ170mmm。

在本发明的具体实施方式中，所述钛为海绵钛，所述铝为纯铝豆，所述铌为纯铌屑。

本发明还提供了上述任意一种所述高断裂韧性的Ti

本发明还提供了一种制件，采用上述任意一种所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述制件包括转动件。

在本发明的具体实施方式中，所述制件的制备方法包括：将所述高断裂韧性的Ti

在本发明的具体实施方式中，所述固溶热处理的条件包括：于960~980℃保温处理2~4h后，快冷。

进一步的，所述固溶热处理的条件包括：于970℃保温处理3h后，快冷。

在本发明的具体实施方式中，所述时效热处理的条件包括：于770~790℃保温处理16h以上后，空冷。

进一步的，所述时效热处理的条件包括：于780℃保温处理16~24h，空冷。

在本发明的具体实施方式中，所述固溶热处理和时效热处理后，一次O相板条、二次O相板条和B2相的体积分数分比为35%~45%、35%~45%和20%~23%。优选的，所述固溶热处理和时效热处理后，一次O相板条、二次O相板条和B2相的体积分数分比为38%~40%、39%~41%和21%~22%。

其中，一次O相板条指长度为1~5μm，宽度为0.2~0.5μm的O相组织；二次O相板条指长度为0.1~0.5μm，宽度小于0.1μm的O相组织。

实施例1

高断裂韧性的Ti

按照表1中所列的原料比例配料制备高断裂韧性的Ti

表1 不同高断裂韧性的Ti

具体的，上述高断裂韧性的Ti

采用海绵钛、高纯铝和铌屑作为原料，通过真空自耗+凝壳+自耗的熔炼方法制备出铸锭。具体的工艺过程为：配料计算、电极压制、电极组焊、一次真空自耗熔炼、二次真空凝壳熔炼、三次真空自耗熔炼。铸锭所需的原材料包括：海绵钛、高纯铝豆、纯Nb屑。首先按照名义配料成分计算出每一节电极所需配料重量，之后进行原材料混料和电极压制，制备得到一次自耗用电极，经过一次自耗（φ300mm）和二次凝壳熔炼得到3根φ130mm成分均匀一致的凝壳铸锭。然后，将3根凝壳铸锭通过炉内焊接的方式组焊成自耗用电极，最后经过真空自耗熔炼得到φ180mm的成品锭。

实施例2

高断裂韧性的Ti

按照表2中所列的原料和处理方法等制备高断裂韧性的Ti

表2 不同高断裂韧性的Ti

具体的，上述高断裂韧性的Ti

将实施例1中制得的各个相应合金的φ180mm成品铸锭经车削扒皮去除表面氧化皮后直径为φ170mmm；然后经过反复镦拔锻造得到Ti

比较例1

比较例提供了其他Ti

表3 不同Ti

上述Ti

比较例2

Ti

按照表4中所列的原料和处理方法等制备Ti

表4 不同Ti

上述Ti

实验例1

为了对比说明不同成分对Ti

经过组织观察，比较例2制得的制件（C8）试样的一次O相板条体积分数为49.0%、板条长度尺寸较大为2.8μm；二次O相板条体积分数31.3%、尺寸为0.50μm，B2相体积分数为19.7%。其断口整体起伏较小、比较平整，可观察到较多的撕裂棱，宏观上观察不到二次裂纹。本发明实施例2制得的制件（C1）试样的一次O相板条体积分数38.9%、尺寸2.7μm，二次O相板条体积分数39.7%、尺寸0.52μm，B2相体积分数为21.4%。其断口整体起伏较大、比较粗糙，也可以观察到明显的撕裂棱，但宏观上可观察到较多的二次裂纹。

实验例2

对实施例2和比较例2制得的盘件的室温断裂韧性（GB/T 4161-2007）、650℃/360MPa的持久性能（GB/T 2039-2012）、室温疲劳裂纹扩展速率（GB/T6398-2017）、室温拉伸性能（GB/T 228.1-2010）进行测试，测试结果见图4和图5，图4和图5分别为实施例和比较例合金制件的力学性能测试结果（其中，室温断裂韧性、650℃/360MPa的持久性能、室温拉伸性能等均取样两次进行测试，室温疲劳裂纹扩展速率测试一次）。

从图4中的实施例对应的4个合金可以看出，当Al含量10.28%~10.57%、Nb 43.02%~43.76%之间时，合金的室温拉伸塑性在7%以上，650℃/360MPa的持久性能在119h以上，断裂韧性在42.1MPa·m

从图5中的比较例对应的6个合金可以看出，当合金的Al含量低于10.25%，即5#合金（Al 10.24%，Nb 43.5%），虽然合金的断裂韧性在40MPa·m

研究表明，随着Al含量的增加而增加，合金的持久性能会明显增加，但会降低合金的断裂韧性，而Al含量的变化对合金的室温塑性和疲劳裂纹扩展速率影响不明显。而Nb元素的增加对合金的强度提升作用不明显，但是对疲劳裂纹扩展速率却有显著的提升，但是当Nb含量过高是会降低合金的室温塑性。对不同Al含量的断裂韧性断口进行分析，发现：随着Al含量的增加，断口由韧性断裂特征转变为解理形式的脆性断裂特征，这可能与Al元素在B2基体相中起固溶强化作用有关，Al元素越高，强化作用越明显，而Nb元素的强化效果较弱。

从断口形貌可以发现，本发明的高断裂韧性的合金制得的试样断口整体起伏较大、比较粗糙，可观察到明显的撕裂棱和较多的二次裂纹。这主要是一次O相板条和二次O相板条体积分数及其平均尺寸的匹配较好，使得板条对裂纹扩展有较大的阻力，从而使得断裂韧性较高。

综上所述，本发明的Ti

最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。