CN104372202A - 一种低密度高塑性Ti2AlNb合金 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，由以下原子百分比的成分组成：Al22％～23％，Nb22％～24％，V2％～4％，Y0～0.3％,Si0～0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质；所述低密度高塑性Ti2AlNb合金是指该Ti2AlNb合金的密度为5.1g/cm3～5.2g/cm3，室温延伸率为6％～12％。本发明的Ti2AlNb合金中通过加入钒代替部分的铌，降低了Ti2AlNb合金的密度和原料成本，并能够有效地减少凝固组织中α2-Ti3Al脆性相的含量，从而克服了Ti2AlNb合金室温塑性较差和高温变形性能不足的缺点。
Description
技术领域
本发明属于Ti-Al金属间化合物轻质耐高温结构材料技术领域，具体涉及一种低密度高塑性Ti2AlNb合金。
背景技术
O相Ti2AlNb合金与γ-TiAl合金相比，具有优异的室温塑性、高温变形能力，以及优良的综合力学性能指标等优势，是当前最接近工程化应用的轻质耐高温结构材料。Ti2AlNb合金优异的高温变形能力使它可以采用常规的钛合金加工设备进行锻造、轧制和模锻等热变形加工，可用于制造航空航天发动机机匣、环形件、压气机叶片或盘形件，以及航天飞行器热防护板材结构等部位。
然而，作为金属间化合物材料，原子长程有序排列和金属键/共价键共存带来优异的高温性能的同时，也造成了室温塑性和高温变形能力不足的问题，这种问题根本上是由于金属间化合物位错滑移系少、超结构位错柏氏矢量大和位错交滑移困难等造成的。另外，当前比较成熟的Ti-22Al-25/27Nb和Ti-22Al-27(Nb,Ta)等Ti2AlNb合金中含有较高的Nb和Ta含量，使得合金原材料成本过高，并且合金密度较大(≥5.5g/cm3)，如何改进Ti2AlNb合金的塑形和高温变形能力，提高其综合服役性能，并且降低密度和成本，是当前工程化应用中面临的主要问题。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术中的不足，提供一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，该Ti2AlNb合金中通过加入钒代替部分的铌，降低了Ti2AlNb合金的密度和原料成本，并能够有效地减少合金凝固组织中α2-Ti3Al脆性相的含量，从而克服Ti2AlNb合金室温塑性较差和高温变形性能不足的缺点。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％～23％，Nb22％～24％，V2％～4％，Y0～0.3％,Si0～0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质；所述低密度高塑性Ti2AlNb合金是指该Ti2AlNb合金的密度为5.1g/cm3～5.2g/cm3，室温延伸率为6％～12％。
上述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％～23％，Nb22％～23％，V3％～4％，Y0.2％,Si0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb22％，V3％，Y0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，Y0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，Y0.2％，Si0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb22％，V4％，余量为Ti和不可避免的杂质。
上述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al23％，Nb23％，V4％，Y0.2％，Si 0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
1.本发明通过在Ti2AlNb合金中加入β相稳定化元素V进行合金化，并合理调整Ti2AlNb合金中Al和Nb的配比，能够缩小甚至消除Ti2AlNb合金中的(β+α)相区，扩大β相区的温度区间，从而在显微组织中有效地减少甚至消除脆性α2-Ti3Al相，显著改善Ti2AlNb合金的室温塑性并降低密度，此外，V元素的加入扩大了Ti2AlNb合金中的单一β相区，并将β相转变温度Tβ降低了25℃左右，这非常有利于提高合金的热变形能力，同时降低了对Ti2AlNb合金进行热加工的温度。本发明的低密度高塑性Ti2AlNb合金的室温延伸率为6％～12％，密度为5.1g/cm3～5.2g/cm3。
3.本发明Ti2AlNb合金为V合金化的Ti2AlNb合金，其显微组织基本由O相和B2相组成，O相从(β+B2)相内部析出，这和普通双相钛合金非常相似，因此对本发明Ti2AlNb合金进行组织热处理时的热处理制度可以参照普通钛合金的热处理制度进行，同时V是一种熔点、比重和成本均低于Nb的金属元素，适当地用V代替Ti2AlNb合金中部分的Nb能够有效地降低Ti2AlNb合金的密度和原料成本。
4.本发明在Ti2AlNb合金中加入的稀土元素Y具有明显的细化晶粒效果，微量的Y合金化能够有效解决Ti2AlNb合金凝固组织异常粗大的问题，并降低Ti2AlNb合金的氧质量含量；另外，微量Si元素的加入能够显著提高Ti2AlNb合金的高温抗蠕变性能。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的Ti2AlNb合金的光学显微镜照片。
图2为本发明实施例1制备的Ti2AlNb合金的扫描电镜照片。
图3为本发明实施例1制备的Ti2AlNb合金经固溶处理后的光学显微镜照片。
图4为本发明实施例1制备的Ti2AlNb合金经锻造后的外观图。
图5为本发明实施例1制备的Ti2AlNb合金经锻造和固溶处理后的扫描电镜照片。
图6为对比例1制备的Ti2AlNb合金经锻造和热处理后的扫描电镜照片。
具体实施方式
本发明低密度高塑性Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22％～23％，Nb22％～24％，V2％～4％，Y0～0.3％,Si0～0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质；该合金所涉及的原料包括海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、钇粉和硅粉，所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、钇粉和硅粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。具体的制备方法为：根据需要选择合适的原料，按设计成分将所述原料混合均匀后压制得到电极棒，采用氩弧焊将3～4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金。压制时首先将钇粉和硅粉制成合金包，然后将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为110mm～160mm、160mm～220mm和160mm～280mm，且第二次熔炼的铜坩埚直径比第一次熔炼的铜坩埚直径大50mm～60mm；三次所述熔炼的熔炼电流分别为1800μA～2200μA、3400μA～4000μA和3500μA～5000μA，且三次所述熔炼的熔炼电流依次递增。本发明低密度高塑性Ti2AlNb合金满足密度为5.1g/cm3～5.2g/cm3，室温延伸率为6％～12％。
实施例1
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb22％，V3％，Y0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将3个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时将钇粉置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为110mm、160mm和220mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为1800μA、3600μA和4500μA；所述钇粉、海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例1制备的Ti2AlNb合金的密度为5.15g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为9％，屈服强度为988MPa。
图1为实施例1制备的Ti2AlNb合金的光学显微镜照片，图2实施例1制备的Ti2AlNb合金的扫描电镜照片。从图1和图2中可看出，实施例1制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
将实施例1制备的Ti2AlNb合金在1040℃条件下固溶处理1h，所述固溶处理的冷却方式为水冷。图3为经固溶处理后的Ti2AlNb合金的光学显微镜照片，从图3中可看出，经固溶处理后的Ti2AlNb合金的显微组织基本由B2相晶粒组成，仅在晶界处出现极少量的球状α2和O相晶粒，因此实施例制备的Ti2AlNb合金的β相变点Tβ约为1040℃，而常规的Ti-22Al-25Nb合金的相变点为1065℃，说明V合金化扩大了Ti2AlNb合金β相区的温度区间，并降低了Tβ温度，使Ti2AlNb合金中的(α+β)区间几乎消失。
将实施例1制备的Ti2AlNb合金在温度为(Tβ+50℃)，压下量为80％的条件下进行锻造，得到锻坯。图4实施例1制备的Ti2AlNb合金经锻造后的外观图，从图4中可看出，实施例1制备的Ti2AlNb合金锻造后得到锻坯的质量良好，说明该合金具有优异的热变形性能。
将实施例1制备的Ti2AlNb合金在温度为(Tβ+50℃)，压下量为80％的条件下进行锻造，得到锻坯，再将所述锻坯在1000℃条件下固溶处理1h，所述固溶处理的冷却方式为随炉冷却。图5为实施例1制备的Ti2AlNb合金经锻造和固溶处理后的扫描电镜照片，从图5中可看出，实施例1制备的Ti2AlNb合金经锻造和固溶处理后的显微组织完全由O相析出相和基体B2相组成，这种显微组织形态的室温延伸率为9.6％，屈服强度达到996MPa,断裂强度可达1200MPa，700℃条件下屈服强度为780MPa，断裂强度为850MPa。
对比例1
本对比例的Ti2AlNb合金以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb25％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本对比例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金和Al-Nb中间合金按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为110mm、160mm和220mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为1800μA、3600μA和4500μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金和Al-Nb中间合金的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
将对比例1制备的Ti2AlNb合金在Tβ温度条件下进行锻造，再在(α+β)双相区保温热处理1h后随炉冷却，得到由(α2+O+B2)三相组成的双态组织，图6对比例1制备的Ti2AlNb合金经锻造和热处理后的扫描电镜照片，从图6中可看出，对比例1制备的Ti2AlNb合金经锻造和热处理后出现的双态组织中大量的球状α2晶粒分布在O/B2层片组织内部和晶界处，对比例1制备的Ti2AlNb合金室温延伸率为5％，密度为5.5g/cm3。
实施例2
本实施例的Ti2AlNb合金成分与实施例1相同。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将3个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时将钇粉置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为110mm、160mm和160mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为1800μA、3600μA和3800μA；其中第二次熔炼后将得到的半成品铸锭沿纵向和横向对称切割为四份，然后将切割后的半成品铸锭依次经过打磨、清洗和干燥，再采用氩弧焊对焊制成电极棒后，进行第三次熔炼；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和钇粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例2制备的Ti2AlNb合金的密度为5.15g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为9.2％，屈服强度可达986MPa；在温度为700℃，压力为500MPa的条件下测试实施例2制备的Ti2AlNb合金的高周疲劳寿命达到5×106次；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例3
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，Y0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时将钇粉置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为135mm、190mm和220mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为2000μA、3800μA和4800μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和钇粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例3制备的Ti2AlNb合金的密度为5.16g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为8％，室温屈服强度为960MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例3制备的Ti2AlNb合金的热加工窗口较宽，可利用液压锻造机、锻锤等自由锻造设备和热轧、冷轧机等轧制设备，在Tβ±(50～100)℃的范围内进行热包套锻造加工成型或轧制加工成型。
实施例4
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，Y0.2％，Si0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、硅粉和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时首先将钇粉和硅粉制成合金包，然后将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为160mm、220mm和280mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为2200μA、4000μA和5000μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、硅粉和钇粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例4制备的Ti2AlNb合金的密度为5.15g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为10％，室温屈服强度为990MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例4制备的Ti2AlNb合金的热加工窗口较宽，可利用液压锻造机、锻锤等自由锻造设备和热轧、冷轧机等轧制设备，在Tβ±(60～100)℃的范围内进行热包套锻造加工成型或轧制加工成型，该Ti2AlNb合金在温度为800℃，压力为400MPa的条件下持久1h时后的残余变形仅为0.8％，这是由于合金中加入了Si，有利于提高其蠕变性能。
实施例5
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为110mm、160mm和200mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为1800μA、3400μA和3500μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例5制备的Ti2AlNb合金的密度为5.14g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为12％，室温屈服强度为1020MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例5制备的Ti2AlNb合金的热加工窗口较宽，可利用液压锻造机、锻锤等自由锻造设备和热轧、冷轧机等轧制设备，在Tβ±(80～120)℃的范围内进行热包套锻造加工成型或轧制加工成型，该Ti2AlNb合金在温度为800℃，压力为400MPa的条件下持久1h时后的残余变形仅为1％。
实施例6
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb22％，V4％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将3个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为130mm、180mm和240mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为2000μA、3600μA和4000μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例6制备的Ti2AlNb合金的热加工窗口较宽，可利用液压锻造机、锻锤等自由锻造设备和热轧、冷轧机等轧制设备，在Tβ±(80～120)℃的范围内进行热包套锻造加工成型或轧制加工成型。
实施例6制备的Ti2AlNb合金的密度为5.12g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为10％，室温屈服强度为900MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
将实施例6制备的Ti2AlNb合金在温度为1000℃～1100℃，压下量为80％的条件下进行锻造，得到锻坯，然后将所述锻坯在1000℃条件下固溶处理1h，再在800℃条件下时效处理8h，显微组织分析表明实施例6制备的Ti2AlNb合金经锻造、固溶处理和时效处理后得到(O+B2)混合组织的合金。
实施例7
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al23％，Nb23％，V4％，Y0.2％，Si0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金Al-V、中间合金、硅粉和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时首先将钇粉和硅粉制成合金包，然后将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为110mm、160mm和220mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为1800μA、3600μA和4500μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、硅粉和钇粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
将实施例7制备的Ti2AlNb合金在温度为1000℃～1100℃，压下量为80％的条件下进行锻造，得到锻坯，然后将所述锻坯在1000℃条件固溶处理1h，再在820℃条件下时效处理8h；显微组织分析表明实施例7制备的Ti2AlNb合金经锻造、固溶处理和时效处理后得到O相和B2相组成的层片组织。
实施例7制备的Ti2AlNb合金的密度为5.14g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为10％，室温屈服强度为950MPa，该Ti2AlNb合金在温度为800℃，压力为400MPa的条件下持久1h时后的残余变形仅为0.8％；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例8
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb22％，V4％，Y0.2％，Si 0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、硅粉和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时首先将钇粉和硅粉制成合金包，然后将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为110mm、160mm和200mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为1800μA、3400μA和3500μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和硅粉、钇粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例8制备的Ti2AlNb合金的密度为5.12g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为11.5％，室温屈服强度为990MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例9
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22.5％，Nb22.5％，V3.5％，Y0.2％，Si 0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、硅粉和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时首先将钇粉和硅粉制成合金包，然后将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为160mm、220mm和280mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为2200μA、4000μA和5000μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、硅粉和钇粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例9制备的Ti2AlNb合金的密度为5.1g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为11％，室温屈服强度为957MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例10
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb24％，V2％，Y0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时首先将钇粉置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为130mm、180mm和240mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为2000μA、3600μA和4000μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和钇粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例10制备的Ti2AlNb合金的密度为5.2g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为6％，室温屈服强度为1058MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例11
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al23％，Nb24％，V2％，Si 0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和硅粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将4个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时首先将硅粉置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为135mm、190mm和220mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为2000μA、3800μA和4800μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和硅粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例11制备的Ti2AlNb合金的密度为5.2g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为7％，室温屈服强度为1026MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
实施例12
本实施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分组成：Al22.5％，Nb23％，V3％，Y0.15％，Si 0.15％，余量为Ti和不可避免的杂质。
本实施例Ti2AlNb合金的制备方法为：将原料海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、硅粉和钇粉按设计成分混合后压制得到电极棒，采用氩弧焊将3个所述电极棒焊接成电极，然后将所述电极置于真空度不大于1×10-2Pa的真空电弧熔炼炉中，经过三次熔炼制备得到Ti2AlNb合金；压制时首先将钇粉和硅粉制成合金包，然后将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金和Al-V中间合金的中间位置；三次所述熔炼的铜坩埚直径分别为110mm、160mm和200mm，三次所述熔炼的熔炼电流分别为1800μA、3400μA和3500μA；所述海绵钛、铝豆、Ti-Nb中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、硅粉和钇粉的质量纯度均不低于99.8％，氧质量含量均不高于0.1％。
实施例12制备的Ti2AlNb合金的密度为5.19g/cm3，具有优良的热变形能力，室温延伸率为9.8％，室温屈服强度为996MPa；显微组织分析表明本实施例制备的Ti2AlNb合金的凝固组织中晶粒比较细小，晶粒尺寸不大于100μm，显微组织完全由O相和B2相组成，长棒状的初析O相和针状的二次析出O相杂乱地分布在B2相基体上，没有脆性α2-Ti3Al相的球状晶粒产生。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制，凡是根据本发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效结构变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。
Claims (8)
1.一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％～23％，Nb22％～24％，V2％～4％，Y0～0.3％,Si0～0.3％，余量为Ti和不可避免的杂质；所述低密度高塑性Ti2AlNb合金是指该Ti2AlNb合金的密度为5.1g/cm3～5.2g/cm3，室温延伸率为6％～12％。
2.按照权利要求1所述一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％～23％，Nb22％～23％，V3％～4％，Y0.2％,Si0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
3.按照权利要求2所述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb22％，V3％，Y0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
4.按照权利要求2所述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，Y0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
5.按照权利要求2所述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，Y0.2％，Si0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
6.按照权利要求2所述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb23％，V3％，余量为Ti和不可避免的杂质。
7.按照权利要求2所述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al22％，Nb22％，V4％，余量为Ti和不可避免的杂质。
8.按照权利要求2所述的一种低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成：Al23％，Nb23％，V4％，Y0.2％，Si 0.2％，余量为Ti和不可避免的杂质。
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