CN107299250A - 铸态强韧Ti3Al金属间化合物及其制造方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明属于Ti‑Al金属间化合物领域，具体涉及到一种新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物其制造方法和应用，包括合金成分、冶炼、精密铸造和热处理等组成要素。合金成分(重量百分比)为Al:10.2％～11.8％，Nb:26.0％～29.0％，Mo:1.0％～3.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素；其中，不可避免的杂质元素为Fe、Si、O、N、H，Fe≤0.3％，Si≤0.3％，O≤0.15％，N≤0.04％，H≤0.01％。从而，通过成分优化和热处理工艺组合，可获得拉伸强度与塑性、疲劳强度与热稳定性的不同匹配，可用制作先进航空发动机高温部位的精密铸件，在600～700℃范围内长时使用；该合金也可用于制作航天飞行器耐高温结构件，在650℃～750℃范围内短时使用。

Description

铸态强韧Ti3Al金属间化合物及其制造方法和应用
技术领域
本发明属于Ti-Al金属间化合物领域，具体涉及到一种在600℃～700℃下长时使用(≥500小时)或在650℃～750℃范围内短时使用的新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物其制造方法和应用。
背景技术
为了提高航空发动机的推重比，需要重点突破发动机部件的气动设计、结构设计、材料、工艺等方面的关键技术，减轻发动机结构重量的主要途径之一是尽可能多的采用轻质材料，但是目前变形钛合金最高使用温度为600℃，铸造钛合金最高使用温度仅为500℃，使用温度限制了钛合金使用范围的扩大。Ti3Al合金密度较低(小于5g/cm3)、比强度和比刚度较高，工作温度可达650℃，以Ti3Al基合金代替高温合金合金，并采用精密铸造的工艺路线制备复杂形状高温部件可以从重量和结构上同时减轻航空发动机重量，实现航空发动机验证机高推重比的技术指标，具有十分重要的现实意义。
目前，航空发动机高温构件主要采用工艺性能优异的GH4169合金制备。然而GH4169合金的密度大，不能满足高推重比发动机对减重的要求。Ti3Al合金是一种新材料，经近二十年的研发，变形Ti3Al合金已接近实用化程度，而铸造Ti3Al合金的研究起步较晚。
Ti3Al金属间化合物因密度低，可望拓展钛合金的使用温度，因此在20世纪70年代即受到美欧和前苏联等国的普遍重视。经近二十几年的研究，在合金研制方面，合金的塑性得到了明显改善，先后发展了Ti-24Al-11Nb(at.％)、Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo、Ti-25Al-17Nb-1Mo、Ti-24.5Al-12.5Nb-1.5Mo等Ti3Al基合金。在成型工艺方面，已制备出合金的棒材、饼材、板材和箔材等工业半成品，并用其制作了高压压气机机匣、高压涡轮静止支撑环等。在应用考核方面，高压压气机匣成功地试车了65小时，高压涡轮静止支撑环也在GE29发动机上成功地经受了试车考核，而加力燃烧室喷口密封片在F100和F404发动机进行了运转试验。
在国内，自80年代中期以来，在国家“863”计划和国家军品配套项目的支持下，在Ti3Al合金研制、热加工工艺和构件成型等方面均取得长足的进展，目前已接近实用化程度。国内在Ti-24Al-10Nb-3V-1Mo合金的基础上，研制出具有优异综合性能和自主知识产权的Ti3Al合金；研发出适于Ti3Al合金大尺寸铸锭真空自耗熔炼技术，建立了相应的技术装备，具备了熔炼大尺寸Ti3Al合金铸锭的能力，研发出了适于Ti3Al合金大尺寸铸锭开坯和锻造、环材轧制、板材轧制和构件热模锻造等技术，成功制备出先进航空发动机用Ti3Al合金级间封严环构件，模锻出先进航空发动机用Ti3Al合金锻件，轧制出Ti3Al合金薄板材和厚度分别为0.7mm、0.5mm和0.1mm的箔材，其中0.5mm厚的Ti3Al基合金箔材已用于丰田和印度力量一级方程式赛车发动机排气系统。
发明内容
本发明的目的在于提供一种新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物其制造方法和应用，该合金在具有高拉伸强度、高疲劳强度的同时，还具有高塑性、可接受的热稳定性及优良的抗氧化性能。
本发明的技术方案是：
一种铸态强韧Ti3Al金属间化合物，按重量百分比计，所说的合金成分为：
Al:10.2％～11.8％，Nb:26.0％～29.0％，Mo:1.0％～3.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素；其中，不可避免的杂质元素为Fe、Si、O、N、H，Fe≤0.3％，Si≤0.3％，O≤0.15％，N≤0.04％，H≤0.01％。
所述的铸态强韧Ti3Al金属间化合物的制造方法，冶炼工艺如下：
原材料采用0～1级海绵钛，合金元素Mo、Nb以中间合金形式加入；合金元素Al部分由中间合金带入，不足部分以纯Al加入；中间合金与海绵钛经配料、混料后，用压机压制成电极；将电极组焊在一起，在真空自耗电弧炉中熔炼1～3次，制成合金铸锭；合金铸锭再经一次真空凝壳熔炼和一次真空悬浮熔炼，浇铸成合金母材或精密铸件；或者，合金铸锭直接进入真空悬浮熔炼，浇铸成合金母材或精密铸件。
所述的铸态强韧Ti3Al金属间化合物的制造方法，采用铸造成形后进行热处理，热处理工艺为：热等静压压力110～150MPa，温度为1020±20℃，时间为1～3小时，随炉冷至300℃以下出炉；然后，在980～1040℃固溶热处理0.5～2h，冷速根据性能要求在炉冷至空冷冷速范围内变化。
所述的铸态强韧Ti3Al金属间化合物的制造方法，固溶热处理后进行时效处理，在700℃～800℃保温2～8h，随后空冷或炉冷。
所述的铸态强韧Ti3Al金属间化合物的应用，通过成分优化和热处理工艺组合，获得拉伸强度与塑性、疲劳强度强度与热稳定性的不同匹配，该合金用于制作先进航空发动机高温部位的精密铸件，在600～700℃范围内长时使用；或者，该合金用于制作航天飞行器耐高温结构件，在650℃～750℃范围内短时使用。
本发明的耐热钛合金中合金元素种类及其成分范围的选择，是经过多年的深入研究和反复实验而得出的，其设计思想分别说明如下：
铝(Al)：10.2wt％～11.8wt％。Al是耐热钛合金最常用的一种强化元素，具有稳定α相和提高α→β相转变温度的作用，提高Al含量可明显提高钛合金的室温、高温、蠕变和持久强度，但对钛合金塑性和热稳定性有不利影响；当Al含量增加导致Ti3Al脆性有序相析出时，材料塑性(包括工艺塑性)、韧性尤其是热稳定性会显著降低，最后可能导致材料不适于在航空下长时使用。对于Ti3Al基金属间化合物，降低Al含量可提高合金强度，但对合金的抗氧化性和热定性有不利影响。本发明钛合金成分体系内，将Al含量严格控制在10.2wt％～11.8wt％之间，可获得本发明所主张的高耐热性，同时保证材料有可接受的塑性。
铌(Nb)：26.0％～29.0％。在Ti-Al-Nb系合金中，Nb元素既是重要的β相稳定元素，又是Ti3Al合金中O相的析出的主要参与元素。当α2相中Nb含量过饱和时，在固溶引起的应变能驱动下，α2相将分解为Nb元素的富集区和贫乏区，通过其富集区中α2相点阵常数发生变化，原子排列可进一步有序化进而形成O相。
钼(Mo)：1.5％～2.2％。Mo是钛合金中最常用的强β稳定元素，也是有效的强化元素。Ti3Al金属间化合物中加入少量Mo可使其在提高基体强度的同时，提高合金的蠕变和持久性能；Mo元素的存在还可改善材料的热加工工艺性能。研究表明，在0.96wt％以下时，Mo含量增加可明显提高钛合金的拉伸强度，对热稳定性总体来看没有明显不利影响，还可降低热稳定性对热处理制度的敏感度；在0.64wt％以下，含Mo元素的合金还可通过热处理使蠕变和持久性能在一个比较宽的范围内变化，满足不同的使用需求。
铁(Fe)、硅(Si)、氧(O)、氮(N)、氢(H)等杂质元素在钛合金中以间隙原子的形式存在，它们对钛合金基体有显著的强化效果，但对合金的塑性、韧性及热稳定性有明显的不利影响。但O元素是一种强α稳定元素，其含量会随原材料、熔炼方法、工艺及熔炼次数有较大变化，该元素对高温钛合金塑性、韧性和热稳定性有非常不利的影响。研究发现，要实现本发明所主张的高塑性、韧性及热稳定性，O含量必须在0.15wt％以下，低于其它常规钛合金要求的控制水平。
本发明的优点及有益效果是：
1、本发明的Ti3Al金属间化合物用于航空发动机部件时要求具有静强度、塑性、热稳定性、抗氧化性和疲劳性能的良好匹配，为此需要采用综合性能较好的铸态组织。而铸态组织中初生α2相体积分数、尺寸、次生α2相厚度及长宽比等显微组织特征参数与固溶温度和随后的冷速密切相关。研究发现，控制α2相体积分数在25％～40％之间，根据坯料尺寸确定合适的冷却方式，可以使上述性能获得最佳匹配，因此确定了处于α2+β两相区的960～1040℃固溶后缓冷的热处理制度。
2、本发明的合金所设计的强化方式是采用固溶和析出相强化，析出相为二次Ti3Al弥散强化相和少量O相，需要在较低温度热处理才能实现强化必须的“有效”析出。研究发现，在700℃～800℃范围内，本发明的合金中二次Ti3Al相析出缓慢且相对细小，力学性能波动也在允许和可控范围内，因此确定了700～800℃保温2～8h，随后空冷或炉冷的时效热处理制度。
3、研究还发现，本发明的合金采用铸造+热等静压+固溶时效态组织，固溶时效处理后可获得原始晶粒尺寸≤1000μm的片层组织，具有良好的高温力学性能(如：疲劳强度及高温拉伸强度)。
4、合金成分可以看作是材料的特性。本发明是一项选择性的发明，其创新点就是在高温钛合金传统Ti-Al-Nb-Mo合金体系基础上，并通过对Fe、Si、C、O、N、H的严格控制来提高材料的室温塑性，最终通过热处理工艺合理控制获得性能匹配的铸件。
附图说明
图1为本发明实施例18制备的Ti3Al合金50倍的光学显微镜照片。
图2为本发明实施例18制备的Ti3Al合金200倍的光学显微镜照片。
图3为本发明实施例1～4制备的Ti3Al合金的扫描电镜照片。其中，分别为①Al:9.55wt％；②Al:10.2wt％；③Al:10.9wt％；④Al:11.1wt％。
图4为本发明实施例18制备的Ti3Al合金20℃下高轴疲劳性能P-S-N曲线。
图5为本发明实施例18制备的Ti3Al合金400℃下高轴疲劳性能P-S-N曲线。
图6为本发明实施例18制备的Ti3Al合金600℃下高轴疲劳性能P-S-N曲线。
图7为本发明实施例18制备的Ti3Al合金650℃下高轴疲劳性能P-S-N曲线。
具体实施方式
在具体实施过程中，本发明Ti3Al金属间化合物及其制备方法和应用，包括合金成分、冶炼、热加工和热处理等组成要素。其中：
按重量百分比计，所说的合金成分为Al:10.2％～11.8％，Nb:26.0％～29.0％，Mo:1.0％～3.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素。其中，不可避免的杂质元素为Fe、Si、O、N、H等，Fe≤0.3％，Si≤0.3％，O≤0.15％，N≤0.04％，H≤0.01％。
为了获得本发明所主张的强度、塑性、韧性、疲劳性能及热稳定性的良好匹配，本发明的新型Ti3Al金属间化合物材料需采用以下方法制备：
冶炼工艺：原材料采用0～1级海绵钛，合金元素Nb、Mo以中间合金的形态加入，含Mo中间合金为Al-Mo，含Nb中间合金为Al-Nb；Al除中间合金带入部分外，不足部分以纯Al(如：铝豆或铝箔等)形态加入。中间合金与海绵钛经配料、混料后，用压机压制成电极。将若干支电极组焊在一起，在真空自耗电弧炉中熔炼1～3次，制成合金铸锭。合金铸锭再经一次真空凝壳熔炼，一次真空悬浮熔炼，浇铸成合金母材或精密铸件。
热处理工艺：热等静压压力110～150MPa，温度为1020±20℃，时间为1～3小时，随炉冷至300℃以下出炉；然后，在960～1040℃固溶热处理0.5～2h。且控制固溶后不同冷速和700～800℃不同时效热处理，所述的新型耐热Ti3Al金属间化合物可获得拉伸强度与塑性、持久和蠕变强度与热稳定性的不同匹配。经过热处理后，所发明Ti3Al金属间化合物的室温拉伸性能指标如下：抗拉强度为750～900MPa，屈服强度为600～750MPa，延伸率为2～8％。Ti3Al金属间化合物的600℃拉伸性能指标如下：抗拉强度为550～650MPa，屈服强度为400～500MPa，延伸率为10～23％。Ti3Al金属间化合物的700℃拉伸性能指标如下：抗拉强度为500～550MPa，屈服强度为350～450MPa，延伸率为9～20％。
在本发明成分范围内的Ti3Al金属间化合物，通过上述熔炼和热处理工艺获得的显微组织为层片状组织，见图1、2，其特征是原始晶粒尺寸≤1000μm，存在清晰完整的β/B2晶粒边界，晶界α2相明显；晶内α2相在基体β/B2上呈层片状析出，二次α2相和O相呈细长针状，且α2相片片层大小随着Al含量及固溶冷却速率的变化而改变，宏观组织中颜色不同的斑点是由于铸造偏析使α2相析出温度和生长速率不同造成的。
为了获得更高的强度(屈服强度、抗拉强度)，在本发明Ti3Al金属间化合物成分范围内可通过降低Al元素含量、提高O元素含量、提高固溶后冷却速率等方式来实现，但这些方式在提高合金强度同时会不同程度的降低合金断后延伸率，使合金塑性降低；Al含量的降低也会弱化合金的抗氧化性，且固溶冷却速率从炉冷至空冷变化时，显微组织从粗大片层转变为细小针状片层组织，合金塑性先升高后降低的变化规律。
从而，通过成分微调与热处理工艺组合，本发明合金获得拉伸强度与塑性、疲劳强度与热稳定性的不同匹配；该合金用于制作先进航空发动机高温部位的精密铸件，在600～700℃范围内长时使用；该合金也用于制作航天飞行器耐高温结构件，在650℃～750℃范围内短时使用。
下面结合附图和实施例对本发明的新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物及其制造方法作进一步的说明和补充。
本发明所有实施例中的合金均采用的是表1所列出原材料，因此以后在每一实施例中不再一一赘述。但是必需指出的是，在满足成分控制要求的前提下，还可选择不限于表1中的其它原材料。
表1：本发明实施例中合金采用的原材料
本发明1#-13#实施例中的钛合金按设计的成分配料、混料后，根据锭型不同，压制成不同尺寸的电极。将这些电极焊在一起，采用真空自耗炉熔炼1～3次，制成合金铸锭，合金铸锭再经一次真空凝壳熔炼，一次真空悬浮熔炼，浇铸成合金母材或精密铸件。成型后的母材或铸件经热等静压处理，热等静压压力110～150MPa，温度为1020±20℃，时间为1～3小时，随炉冷至300℃以下出炉。经热等静压后对样品进行化学分析和相变点测试，采用金相法获得α2+β/β相变点，再按照相关的要求进行热处理，制成最终的成品或半成品，进行各项性能测试，数据表中每一个数据均为2～3个平行试样的平均值。原料的配置、电极压型和真空熔炼的程序大都相同，在各实施例中就不再一一重复叙述了。
实施例1#～4#
实施例1#～4#的成分列于表2中。铸锭的熔炼工艺为一次真空自耗熔炼，一次真空凝壳熔炼，一次真空悬浮熔炼，然后在钢模中浇铸成φ70mm的铸棒。铸棒经固溶热处理后加工试样，进行力学性能测试。采用的热处理制度为：固溶温度1020℃，固溶时间1h，冷却速率0.5℃/s。试样扫描电镜下显微组织见图3，室温拉伸结果见表3。
表2：实施例1#～4#合金成分
实施例 合金名义成分(at.％) 实测Al含量(wt.％) 实测O含量(wt.％)
1# Ti-18.5Al-15Nb-1Mo 9.55 0.068
2# Ti-19.5Al-15Nb-1Mo 10.2 0.069
3# Ti-20.5Al-15Nb-1Mo 10.9 0.067
4# Ti-21Al-15Nb-1Mo 11.1 0.068
表3：实施例1#～4#室温拉伸性能
实施例 σ0.2,MPa σb,MPa δ,％
1# 1131.1 1178.4 0
2# 959.6 1068.0 2.1
3# 696.2 932.8 10.0
4# 711.1 918.2 8.0
从图2可以看出：Al含量对析出α2-Ti3Al相的形态、体积百分比和分布有很大的影响。当Al含量最低时(9.55wt.％)，析出的初生针状α2相非常细小，即使在1000倍扫描电镜下也不易分辨清楚；Al含量增大到10.2wt.％时，在晶界附近析出了粗大一些的初生α2相，这是因为晶界作为原子的快速扩散通道，很容易造成成分偏聚，从而优先形核，析出粗大的α2相；其它大部分区域的α2相依然很细小；Al含量继续增加到10.9wt.％时，析出的粗大初生α2相所占比例增加，分布均匀；当Al含量为11.1wt.％时，析出的初生α2相尺寸粗大均匀，所占比例进一步增加。基体中固溶冷却过程析出的次生α2/O相没有明显变化，只是在Al含量在9.55wt.％时，初生α2相和次生α2/O相尺寸接近不易区分。经能谱分析可知，四种成分的Ti3Al合金主要由α2相和β/B2相组成，此外还有少量的O相。随着Al含量增加，Ti3Al基合金中α2相的析出量增加，尺寸增大。
由表3可以看到：Al元素含量对本发明铸态强韧Ti3Al金属间化合物室温拉伸性能影响非常大。当Al含量为9.55wt.％时，合金的强度极高，抗拉强度高达1178.4MPa，而延伸率却极低，几乎测不出塑性；增加Al含量到10.2wt.％，合金的强度大幅度下降，抗拉强度为1068.0MPa，延伸率增加为2.1％；继续增加Al含量到10.9wt.％，合金的强度继续大幅度下降，抗拉强度降到932.8MPa，而延伸率大幅度上升为10.0％；当Al含量增大到11.1wt.％时，抗拉强度降为918.2MPa，延伸率降低为8.0％，变化不大。因此，在本发明中一方面，Al元素含量的调控是达到铸态强韧Ti3Al金属间化合物拉伸强度与塑性不同匹配的重要手段；另一方面，Al元素含量的精确控制是本发明合金性能稳定的重要保证。金属间化合物最大的缺点之一是其室温脆性，为保证本发明合金拥有一定的塑性，其Al元素含量应不低于10.2wt.％。
实施例5#～6#
实施例5#的名义成分为Ti-22Al-15Nb-0.5Mo(at.％)，实施例6#的名义成分为Ti-22Al-15Nb-1Mo(at.％)。铸锭的熔炼工艺为二次真空自耗熔炼，一次真空悬浮熔炼，然后在钢模中浇铸成φ70mm的铸棒。铸棒首先经热等静压(HIP)处理：热等静压压力130MPa，温度为1020±20℃，时间为3小时，随炉冷至300℃以下出炉。热等静压后对试样进行不同固溶热处理后进行力学性能测试，测试见表4、5。
表4：实施例5#～6#室温拉伸性能
表5：实施例5#～6#600℃拉伸性能
从表4、5的拉伸性能可以看出，Mo含量从0.5at.％变化至1at.％时合金的拉伸强度有明显的提高，尤其是600℃拉伸强度。因而从提高强度角度考虑，合金应提高Mo元素含量；但Mo元素增加会提高合金的密度及制造成本，本发明中Mo元素含量控制在1.5％～2.2wt.％。从固溶热处理温度来看，在较低固溶温度处理可获得较高的屈服强度；随着固溶温度的升高，合金的室温抗拉强度先降低后升高，而高温抗拉强度变化不大。因此，可根据实际合金的使用要求，固溶热处理温度在960～1040℃合理选择。
实施例7#～10#
实施例7#～10#的实测成分列于表6中。合金配料中，梯度增加的O元素是以TiO2形式加入的，其他合金制备工艺没有变化。铸锭的熔炼工艺为一次真空自耗熔炼，一次真空凝壳熔炼，一次真空悬浮熔炼，然后在钢模中浇铸成φ70mm的铸棒。铸棒经固溶热处理后加工试样，进行力学性能测试。采用的热处理制度为：固溶温度1020℃，固溶时间1h，冷却速率0.5℃/s。室温拉伸结果见表7。
表6：实施例7#～10#合金成分
实施例 合金名义成分(at.％) 实测Al含量(wt.％) 实测O含量(wt.％)
7# Ti-21Al-15Nb-1Mo 11.1 0.068
8# Ti-21Al-15Nb-1Mo 11.1 0.098
9# Ti-21Al-15Nb-1Mo 11.1 0.120
10# Ti-21Al-15Nb-1Mo 11.1 0.150
表7：实施例7#～10#室温拉伸性能
实施例 σ0.2,MPa σb,MPa δ，％
7# 711.1 918.2 8.0
8# 725.7 924.4 4.4
9# 773.4 946.6 6.1
10# 814.3 960.9 4.0
从表7可以看到，O含量在0.068～0.15wt.％之间时，随着O含量增加合金的强度逐渐增大，而延伸率总体趋势是降低，只是在中间存在波动，不是单调下降。虽然O元素是α2相稳定元素，但O含量在0.15wt.％以下时，随着O含量的增加，初生α2相、细小的次生α2/O相和B2相的形态、分布、所占的体积百分比没有明显变化；O元素主要固溶到α2相的八面体间隙中起固溶强化作用。O元素的固溶强化作用并不十分明显，并会降低合金的塑性。为保证发明合金拥有一定的塑性，其O元素含量应低于0.15wt.％。
实施例11#～12#
实施例11#的名义成分为Ti-22Al-15Nb-0.5Mo-0.4B(at.％)，增加的B元素是以TiB粉末形式加入的，实施例12#的名义成分为Ti-22Al-15Nb-1Mo-0.05Si(at.％)，增加的Si元素是以SiO2形式加入的，。铸锭的熔炼工艺为二次真空自耗熔炼，一次真空悬浮熔炼，然后在钢模中浇铸成φ70mm的铸棒。铸棒首先经热等静压(HIP)处理：热等静压压力130MPa，温度为1020±20℃，时间为3小时，随炉冷至300℃以下出炉。热等静压后对试样进行拉伸性能测试，测试见表8。
表8：实施例11#～12#室温拉伸性能
实施例 σ0.2,MPa σb,MPa δ，％
11# 656 829 2.5
12# 966 1073 /
实施例11#中B元素的添加显著减小了晶粒尺寸，但根据表8的拉伸结果显示，合金塑性和强度没有明显提高。这可能是由于晶界处富集的硼化物为裂纹提供了很好的扩展路径，抵消了晶粒尺寸降低的效果。因此，B元素的添加虽然可以减小铸造Ti3Al合金晶粒尺寸，但对于合金拉伸性能没有明显改善。
实施例12#中Si元素明显提高了合金的强度，但却大大降低了合金塑性。Si元素虽然固溶强化效果明显，但是在含量超出0.05at.％时使得合金呈严重的穿晶断裂，塑性降低。因此，为保证合金良好的强度、塑性匹配，应严格控制Si<0.3wt.％。
实施例13#
实施例13#的名义成分为Ti-22Al-15Nb-1Mo(at.％)，采用一次真空自耗熔炼，一次真空自耗凝壳熔炼，一次真空悬浮熔炼，然后在熔模中浇铸成φ70mm的铸棒。测试其Al元素含量为11.8wt.％，O元素含量为0.12wt.％。采用金相法测得的13#合金(α2+B2)/B2相变点约为1095℃。对13#合金进行不同热处理后室温拉伸性能见表9。对热处理制度中出现的符号说明如下：WC代表水淬，冷却速率大概为120℃/s；AC代表空冷，冷却速率大概为10℃/s；SC代表包耐火棉缓冷，冷却速率大概为0.5℃/s；FC代表炉冷，冷却速率大概为0.3℃/s。
表9：13#合金进行不同热处理后室温拉伸性能
从表9可以看出，不同热处理制度下可以使本发明的新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物得到不同的强度塑性匹配。
研究不同冷却速率对合金拉伸性能的影响。从热处理制度HT1～HT4可以看出，实施例13#合金在相同固溶温度(1020℃)下，冷却速率缓慢时合金的强度低，延伸率高；随着冷却速率的加快，合金的强度增高，塑性降低。冷却速率主要影响次生α2/O相的析出与生长形态：冷却速率较慢时，次生α2/O相析出充分且发生粗化；冷却速率较快时，次生α2/O相析出减少或者不析出。析出充分且发生粗化的次生α2/O相增加了裂纹扩展路径，合金表现为穿晶断裂，塑性提高；次生α2/O相析出减少或者不析出时，基体B2相处于过饱和固溶状态，强度提高，但较高的应力集中会使合金发生沿晶断裂，塑性降低。为了保证合金一定的塑性，固溶热处理的冷却速率应选择适中的冷却速率。
研究不同固溶温度对合金拉伸性能的影响。从热处理制度HT2、HT5～HT7可以看出，固溶温度的改变对合金的室温拉伸性能没有明显的影响。当固溶温度升高时，合金中的初生α2相减少，尺寸增大，冷却过程中析出的细小次生α2/O相数量增加尺寸增大，当固溶温度达到1150℃时合金处于β单相区，初生α2相全部溶解到β基体中，其缓慢冷却过程中析出大量α2/O相。在初生α2相和次生α2/O相共同作用下，使得固溶温度的改变对合金的室温拉伸性能没有明显的影响。
研究不同固溶时间对合金拉伸性能的影响。从热处理制度HT2、HT8～HT9可以看出，随着固溶时间延长，合金的强度没有明显的变化，延伸率稍微降低。因此，在两相区进行固溶热处理时，固溶时间不宜过长。
研究不同时效温度对合金拉伸性能的影响。从热处理制度HT2、HT10～HT12可以看出，随着时效温度的升高，8#合金强度降低，塑性升高，但700～800℃时效时合金强度要低于固溶热处理状态。这是由于随着时效温度提高次生α2/O相尺寸增大，与基体的共格关系受到破坏并且在固溶冷却过程中析出的次生α2/O相尺寸也会增大，所以次生α2/O相的强化作用就会减弱，使得合金的室温强度降低，塑性提高。因此，根据构件的服役温度应选取相应的时效温度保证其性能稳定。
实施例14#～16#
实施例14#～16#的成分列于表10中。铸锭的熔炼工艺为一次真空自耗熔炼，一次真空凝壳熔炼，一次真空悬浮熔炼，然后在钢模中浇铸成φ70mm的铸棒。铸棒首先经热等静压(HIP)处理：热等静压压力130MPa，温度为1020±20℃，时间为3小时，随炉冷至300℃以下出炉，并对一部分热等静压后铸棒进行拉伸测试。热等静压后另一部分试样经固溶热处理后进行力学性能测试。采用的热处理制度为：固溶温度1020℃，固溶时间1h，冷却速率0.5℃/s。铸棒拉伸结果见表11。
表10：实施例14#～16#合金成分
实施例 合金名义成分(at.％) 实测Al含量(wt.％) 实测O含量(wt.％)
14# Ti-21Al-15Nb-1Mo 11.2 0.068
15# Ti-21Al-15Nb-1Mo 11.4 0.068
16# Ti-21Al-15Nb-1Mo 11.7 0.068
表11：实施例14#～16#合金拉伸性能
从表11可以看出，本发明的新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物当Al含量在11.2～11.7wt.％变化时，合金的拉伸性能较为稳定，只是略有起伏：随Al含量升高，合金的屈服强度略有升高。合金经固溶热处理后，由于冷速比热等静压处理时的冷速大，合金的拉伸强度提高，塑性降低。
实施例17#
实施例17#的成分列于表12中。铸锭的熔炼工艺为一次真空自耗熔炼，一次真空凝壳熔炼，一次真空悬浮熔炼，然后浇铸成可应用于航空器中的盘状铸件。铸件首先经热等静压(HIP)处理：热等静压压力130MPa，温度为1020±20℃，时间为3小时，随炉冷至300℃以下出炉，后切割其腹板部分(约5mm厚)进行不同固溶热处理并进行拉伸测试。铸件腹板部位拉伸试验结果见表13。
表12：实施例17#合金成分(质量百分数,wt.％)
表13：实施例17#合金拉伸性能
从表13可以看出，由本发明的新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物的实际铸件有良好的拉伸性能，并且通过不同热处理可使实际铸件得到不同力学性能匹配。其特定成分力学性能变化规律是：随着固溶热处理冷速的增大，合金的室温、600℃拉伸强度增加，室温塑性降低。实施例17铸件室温拉伸强度可达800MPa，断后延伸率大于3.5％；600℃拉伸强度可达600MPa，该合金可用于制作先进航空发动机高温部位的精密铸件，在600～700℃范围内长时使用。
实施例18#
实施例18#的成分列于表14中。铸锭的熔炼工艺为一次真空自耗熔炼，一次真空凝壳熔炼，一次真空悬浮熔炼，然后在钢模中浇铸成φ15×145mm的铸棒。铸棒经热等静压(HIP)后进行固溶热处理，随后进行性能测试。采用的热等静压制度为：热等静压压力130MPa，温度为1020±20℃，时间为3小时，随炉冷至300℃以下出炉；固溶热处理制度为：固溶温度1020℃，固溶时间1h，包耐火棉缓冷(SC)。性能测试结果见表15～20。
表14：实施例18#合金成分(质量百分数,wt.％)
表15：18#合金不同测试温度下拉伸性能
表16：18#合金长时间时效后室温拉伸性能
时效热处理制度 σ0.2,MPa σb,MPa δ，％
600℃/100h 636 793 2.4
600℃/300h 639 778 3.5
600℃/500h 635 789 3.8
650℃/100h 633 788 4.1
650℃/300h 619 775 4.3
650℃/500h 610 757 4.2
700℃/100h 643 767 3.8
700℃/300h 602 751 3.7
700℃/500h 607 743 2.9
表17：18#合金高周疲劳不同温度疲劳性能
注：循环周次达到10000×103的样品未断，停止试验。
表18：18#合金低周疲劳不同温度疲劳性能
试样尺寸 d＝5mm 应力比 0.1
试验频率 0.05～0.5Hz 测试环境 空气
测试温度 20℃ 测试温度 650℃
最大应变εmax(％) 循环周次Nf 最大应变εmax(％) 循环周次Nf
2.700 6 2 187
2.500 338 2 203
2.500 129 2 296
2.500 133 1.4 524
2.400 429 1.4 561
2.000 191 1.4 669
2.000 191 1 1489
2.000 246 1 1308
1.999 313 1 1374
1.993 69 0.8 2998
1.600 1474 0.7 1666
1.600 1877 0.7 3280
1.300 4093 0.6 1551
1.300 4813 0.6 5306
1.300 2225 0.6 17372
1.000 5361 0.56 1406016
1.000 13692 / /
1.000 12023 / /
0.800 23880 / /
0.600 193183 / /
表19：18#合金持久性能试验数据
试验温度 应力 时间 备注
600℃ 280MPa >100h 未断
650℃ 250MPa >100h 未断
表20：18#合金抗氧化性能试验数据
从表15可以看出，本发明的新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物从室温直到700℃保持着较高的强度，性能波动性较小。600～700℃温度范围内，合金的屈服强度在470MPa～370MPa变化，合金的抗拉强度在790MPa～500MPa变化，其性能可达到先进航空发动机高温部位的精密铸件在600～700℃范围内使用要求。
从表16可以看出，本发明的新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物在600～700℃经100～500h时效拉伸性能有较好的稳定性。600℃长时间时效，合金拉伸强度稳定，塑性有所提高；650℃长时间时效，合金塑性稳定，拉伸强度略有降低；650℃长时间时效，合金塑性稳定，拉伸强度略有降低；700℃长时间时效，拉伸强度和塑性均略有降低。
表17给出了18#合金不同温度下高周疲劳性能数据，为便于分析，将结果制成图4～7。图4～7分别给出了20、400、600、650℃下18#合金高周疲劳性能数据及拟合出了S-N中值曲线及P-S-N中值曲线(置信度γ＝95％，存活率P＝99.87％)。根据拟合的P-S-N中值曲线，13#合金室温、400、600、650℃下疲劳寿命Nf>107对应的应力分别为362、408、216、323MPa。
表18给出了18#合金不同温度下低周疲劳性能数据，室温下最大应变ε≤0.8时循环周次在20000次以上，600℃下最大应变ε≤0.56时循环周次在20000次以上。
从表19可以看出，18#合金600℃/100h持久强度在280MPa以上，650℃/100h持久强度在250MPa以上。
从表20可以看出，本发明的新型铸态强韧Ti3Al金属间化合物在600～700℃温度范围内氧化100h均属于完全抗氧化级别，适合先进航空发动机高温部位的精密铸件在600～700℃范围内抗氧化使用要求。
目前，变形Ti3Al合金已接近实用化程度，而铸造Ti3Al合金的研究起步较晚。以Ti3Al基合金代替高温合金合金采用精密铸造的工艺路线制备复杂形状高温部件，可以从重量和结构上同时减轻航空发动机重量，实现航空发动机验证机高推重比的技术指标。
实施例结果表明，本发明合金在600～700℃范围内具有高耐热性(以拉伸强度、高轴疲劳强度和低周疲劳强度为衡量指标)、高抗氧化性，并可获得良好的室温塑性和可接受的热稳定性。从而，通过成分优化和热处理工艺组合，可获得拉伸强度与塑性、疲劳强度与热稳定性的不同匹配，可用于制作先进航空发动机高温部位的精密铸件，在600～700℃范围内长时使用；该合金也用于制作航天飞行器耐高温结构件，在650℃～750℃范围内短时使用。

Claims (5)

1.一种铸态强韧Ti3Al金属间化合物，其特征在于：按重量百分比计，所说的合金成分为：
Al:10.2％～11.8％，Nb:26.0％～29.0％，Mo:1.0％～3.0％，余量为Ti和不可避免的杂质元素；其中，不可避免的杂质元素为Fe、Si、O、N、H，Fe≤0.3％，Si≤0.3％，O≤0.15％，N≤0.04％，H≤0.01％。
2.一种权利要求1所述的铸态强韧Ti3Al金属间化合物的制造方法，其特征在于，冶炼工艺如下：
原材料采用0～1级海绵钛，合金元素Mo、Nb以中间合金形式加入；合金元素Al部分由中间合金带入，不足部分以纯Al加入；中间合金与海绵钛经配料、混料后，用压机压制成电极；将电极组焊在一起，在真空自耗电弧炉中熔炼1～3次，制成合金铸锭；合金铸锭再经一次真空凝壳熔炼和一次真空悬浮熔炼，浇铸成合金母材或精密铸件；或者，合金铸锭直接进入真空悬浮熔炼，浇铸成合金母材或精密铸件。
3.一种权利要求1或2所述的铸态强韧Ti3Al金属间化合物的制造方法，其特征在于，采用铸造成形后进行热处理，热处理工艺为：热等静压压力110～150MPa，温度为1020±20℃，时间为1～3小时，随炉冷至300℃以下出炉；然后，在980～1040℃固溶热处理0.5～2h，冷速根据性能要求在炉冷至空冷冷速范围内变化。
4.按照权利要求3所述的铸态强韧Ti3Al金属间化合物的制造方法，其特征在于，固溶热处理后进行时效处理，在700℃～800℃保温2～8h，随后空冷或炉冷。
5.一种权利要求1所述的铸态强韧Ti3Al金属间化合物的应用，其特征在于，通过成分优化和热处理工艺组合，获得拉伸强度与塑性、疲劳强度强度与热稳定性的不同匹配，该合金用于制作先进航空发动机高温部位的精密铸件，在600～700℃范围内长时使用；或者，该合金用于制作航天飞行器耐高温结构件，在650℃～750℃范围内短时使用。
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