CN108559872A - 一种TiAl合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于TiAl金属间化合物领域，涉及一种主要应用于制造航空发动机叶片，可在700℃～800℃长期使用的高塑性、高强度、耐高温、抗疲劳的锻造TiAl合金及其制备方法。该TiAl合金中加入Cr、Nb、Ta、W、Mo等β稳定元素，还添加少量B、Si等间隙元素。其特征在于TiAl合金原子百分含量为：42％～47％Al、3％～6％Nb、1％～2％Cr、0.1％～0.5％Ta、0％～0.2％W、0％～0.2％Mo、0％～0.2％B、0％～0.2％Si，余量为Ti和不可避免的杂质，其中O含量≤0.1wt％、N含量≤0.015wt％、H含量≤0.01wt％，Fe含量≤0.08wt％。其中各种β稳定元素组合、搭配后的总添加量按[Nb]当量公式计算需控制在6～11之间。该TiAl合金可以在700℃～800℃长期工作，可用于制造航空发动机压气机叶片和低压涡轮叶片等零部件，也可用于制造高超音速飞行器耐高温结构件，在900℃～1000℃短时使用。

Description

一种TiAl合金及其制备方法

技术领域

本发明属于TiAl金属间化合物领域，涉及一种主要应用于制造航空发动机叶片，可在700℃～800℃长期使用的高塑性、高强度、耐高温、抗疲劳的锻造TiAl合金及其制备方法。

背景技术

TiAl基金属间化合物合金具有低密度、高比强度、高比模量、高蠕变抗力、抗氧化、抗燃烧等优异的性能，因此成为极具潜力的轻质耐高温结构材料，目前已经成为下一代高推重比航空发动机的关键材料。从目前TiAl合金的发展情况看，铸造TiAl合金发展得较快，如铸造Ti-48-2Cr-2Nb合金的叶片零件已经开始在航空发动机上应用。但是，铸造TiAl合金的合金化程度较低，合金添加元素种类较少，含量较低，而Al含量较高(大多在47at％～48at％)，因此铸造TiAl合金的强度通常都较低，室温和650℃屈服强度通常只有400MPa左右，因此仅能使用在650℃～700℃温度范围。随着，航空发动机推重比的提高，对TiAl叶片的强度，尤其是疲劳强度提出了更高的要求，因此迫切需要发展高性能的锻造TiAl合金。

在TiAl合金中添加多种合金化元素，提高TiAl合金的合金化元素含量，通过固溶强化提高TiAl合金强度是非常有效的技术途径。对于TiAl合金而言，大多数固溶强化元素都是β稳定化元素，例如：Cr、Nb、Ta、W、Mo、V、Fe、Ni等。但是，由于TiAl合金是长程有序的金属间化合物材料，TiAl合金中的γ和α₂两相分别为有序的L1₀和D0₁₉晶体结构，大多数β相稳定化元素在γ和α₂两相中的固溶度都比较低，当β稳定化元素添加量超过固溶度极限时，会在TiAl合金中形成有序体心立方晶体结构的B2相，当B2相含量较高时，会显著降低TiAl合金室温塑性，导致无法应用。

发明内容

本发明的目的是提供一种具有室温高塑性、耐高温、抗疲劳的TiAl合金及其热挤压、锻造和热处理方法。这种TiAl合金适合于制造长期使用温度在700℃～800℃的航空发动机零部件。

本发明的技术解决方案是，

在TiAl合金中加入β相稳定元素Cr、Nb、Ta、W、Mo进行固溶强化，还添加少量B、Si间隙元素，TiAl合金原子百分含量为：42％～47％Al、3％～6％Nb、1％～2％Cr、0.1％～0.5％Ta、0％～0.2％W、0％～0.2％Mo、0％～0.2％B、0％～0.2％Si，余量为Ti和不可避免的杂质，其中O含量≤0.1wt％、N含量≤0.015wt％、H含量≤0.01wt％，Fe≤0.08wt％，其中各种β稳定元素组合、搭配后的总添加量按[Nb]当量公式计算需控制在6～11之间，按原子百分含量计算的[Nb]当量公式为：

[Nb]＝1×％Nb+2.4×％Cr+2×％Ta+6×％W+6×％Mo (1)。

所述的TiAl合金的原子百分含量为：43％～46％Al、4％～5％Nb、1.5％～1.8％Cr、0.2％Ta、0％～0.2％B，[Nb]在当量在8～9.72之间，余量为Ti和不可避免的杂质。

所述的TiAl合金的原子百分含量为：46％Al、4％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0％～0.2％B，[Nb]当量为8.72，余量为Ti和不可避免的杂质。

所述的TiAl合金成分(按原子百分含量)为：45％Al、5％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0％～0.2％B，[Nb]当量为9.72，余量为Ti和不可避免的杂质。

所述的TiAl合金的原子百分含量为：46％Al、4％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0.2Si％、0.2％B，[Nb]当量为8.72，余量为Ti和不可避免的杂质。

所述的TiAl合金的原子百分含量为：43.5％Al、5％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0.2％B，[Nb]当量为9.72，余量为Ti和不可避免的杂质。

所述的TiAl合金的原子百分含量为：46％Al、4％Nb、1.5％Cr、0.2Ta、0.2％W、0.2％B、0.2％Si，[Nb]当量为9.2，余量为Ti和不可避免的杂质。

所述的TiAl合金的原子百分含量为：43.5％Al、5％Nb、1.5％Cr、0.1Ta、0.2％Mo、0.2％B，[Nb]当量为10，余量为Ti和不可避免的杂质。

本发明的TiAl合金按如下步骤进行制备：

(1)铸锭熔炼

将零级海绵钛、A00级高纯铝、金属Cr、Al-Nb中间合金、Al-Ta中间合金、Al-W中间合金、Al-Mo中间合金、Al-Ti-B中间合金、Al-Si中间合金按照成分配比将原材料混合均匀后，在压力机上压制成电极块。电极块焊接后，在真空自耗熔炼炉内进行三次熔炼，熔炼真空度低于5Pa，熔炼电流根据锭型尺寸控制在3kA～6kA范围内，熔炼电压23～27V，三次熔炼后获得直径Φ180mm～Φ240mm铸锭；

(2)挤压变形

将TiAl合金铸锭进行包套挤压变形，包套材采用不锈钢，包套与TiAl合金铸锭之间添加隔热材料，挤压变形温度范围1050℃～1250℃，挤压比大于4:1，挤压变形后将棒材空冷或炉冷至室温；

(3)等温锻造

将TiAl合金挤压棒材加热到1000℃～1250℃，锻造模具加热到900℃～1150℃，锻造变形速率控制在0.001s^-1～0.1s^-1范围内，锻造变形量≥40％，锻造变形后将锻件空冷或炉冷至室温；

(4)均匀化退火

将TiAl合金挤压棒材或等温锻件加热到1050℃～1200℃，保温4～48小时，而后冷却到室温或者直接升温到固溶温度；

(5)固溶热处理

根据性能要求，将均匀化退火后的TiAl合金挤压棒材或等温锻件进行两相区或者单相区固溶处理：①γ+α两相区固溶处理：1250℃～T_α-15℃(T_α为γ→α相变温度)，保温0.5～6小时，而后空冷或炉冷到室温；②α单相区固溶处理：T_α+5℃～T_α+20℃，保温5min～2小时，而后空冷、炉冷或者油淬到室温；

(6)时效热处理

将经过固溶处理后的TiAl合金挤压棒材加热到900℃～950℃，保温2～8小时，而后炉冷到室温。

本发明具有的优点和有益效果，

我们的研究表明，主要的合金化元素对TiAl合金中β相稳定作用的相对强弱关系为：W>Mo>Cr>Ta>Nb。Nb在TiAl合金中β稳定化作用最弱，其在γ和α₂中的固溶度均可达6at％左右，Nb可有效提高高温强度，并且可以改善高温抗氧化性能，因此可以作为TiAl合金主要的固溶强化元素。Ta和Nb同是同族元素，Ta的作用和Nb类似，其在γ和α₂中的固溶度约3at％左右，Ta和Nb共同添加能更有效提高高温强度。Cr在γ相中的固溶度约2.5at％，添加适量的Cr可以改善室温塑性。W和Mo可以提高抗蠕变性能，但它们是强烈的β稳定化元素，在γ和α₂相中的固溶度1at％左右，少量添加就会产生较多的B2相，因此添加量不宜太高。本发明首次提出了[Nb]当量计算公式(1)，根据各种β稳定化元素相对于Nb元素的β稳定化效果的强弱，以Nb元素的固溶度与其他几种元素的固溶度的比值确定公式中的各项系数。我们的研究结果表明，根据该公式计算的[Nb]当量应控制在6～11之间，这样即能获得较好的固溶强化效果，同时可以将B2相含量控制在10％以下，不会严重降低室温塑性。对于V、Fe、Ni等其他β稳定化元素，在本发明的TiAl合金中作为杂质元素来控制，因为V会导致TiAl合金高温抗氧化性能显著降低，Fe和Ni在TiAl合金中扩散系数很高，因此会降低TiAl合金的高温蠕变性能。

该TiAl合金中添加少量的B、Si等间隙元素，可以生成TiB₂和Ti₅Si₃相，分别可以起到细化晶粒和弥散强化的作用。Al含量在42％～47％范围内，比铸造TiAl合金(大多在47％～48％)的低，可以增加TiAl合金中的α₂相含量，从而提高强度。

本发明通过优化设计TiAl合金成分，提出了[Nb]当量计算公式，合理地控制β稳定化元素含量，在确保良好的固溶强化效果的同时，严格控制B2相的含量，再添加少量的间隙元素，从而获得一种具有优异综合性能的TiAl合金，并通过后续的热加工和热处理，使得该合金的室温塑性、高温强度、疲劳强度、抗氧化性能等的各项性能实现最佳匹配。从而将TiAl合金的长期工作温度范围由650℃～700℃提高到700～800℃，可用于制造航空发动机压气机叶片和低压涡轮叶片等零部件，也可用于制造高超音速飞行器耐高温结构件，在900℃～1000℃短时使用。

附图说明

图1实施例2的TiAl合金室温旋转弯曲疲劳曲线(K_t＝1，R＝-1)；

图2实施例2的TiAl合金800℃旋转弯曲疲劳曲线(K_t＝1，R＝-1)；

图3实施例2的TiAl合金760℃～850℃空气中100h等温氧化增重量。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明，但本发明并不限于以下实施例。

实施例1：

实施例1的TiAl合金成分(原子百分比)按照46％Al、4％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta和余量Ti的配比，将零级海绵钛、A00级高纯铝、Al-Nb中间合金、金属Cr、Al-Ta中间合金等原材料混合均匀后，在压力机上压制成电极块。电极块焊接后，在真空自耗熔炼炉内进行三次熔炼，熔炼真空度低于5Pa，熔炼电流根据锭型尺寸控制在3kA～6kA范围内，熔炼电压23～25V，三次熔炼后获得直径Φ220mm铸锭。实施例1的[Nb]当量为8.72。

将TiAl合金铸锭进行包套挤压变形，包套材采用不锈钢，包套与TiAl合金铸锭之间添加隔热材料，挤压温度范围1200℃～1250℃，挤压比10:1，挤压变形后将棒材空冷至室温。将挤压棒材下料后进行等温模锻，坯料加热到1150℃，锻造模具加热到1000℃，锻造变形速率控制在0.001s^-1～0.01s^-1范围内，锻造变形量50％，锻造变形后将锻件空冷至室温。

将TiAl合金挤压棒材或等温锻件进行1150℃/16小时/空冷的均匀化退火处理；而后进行1310℃(本例的T_α为1330℃)/0.5小时/空冷固溶处理；最后进行950℃/6小时炉冷的时效热处理。

表1和表2分别为实施例1的室温和800℃拉伸性能。该TiAl合金的室温塑性可达3％，室温屈服强度达590MPa以上，800℃屈服强度仍保持在400MPa以上。

表1实施例1的室温拉伸性能

表2实施例1的800℃拉伸性能

实施例2：

实施例2的TiAl合金成分(原子百分比)按照46％Al、4％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0.2B、0.2Si和余量Ti的配比，将零级海绵钛、A00级高纯铝、Al-Nb中间合金、金属Cr、Al-Ta中间合金、Al-Ti-B中间合金和Al-Si中间合金等原材料混合均匀后，在压力机上压制成电极块。电极块焊接后，在真空自耗熔炼炉内进行三次熔炼，熔炼真空度低于5Pa，熔炼电流根据锭型尺寸控制在3kA～6kA范围内，熔炼电压23～25V，三次熔炼后获得直径Φ220mm铸锭。实施例1的[Nb]当量为8.72。

将TiAl合金铸锭进行包套挤压变形，包套材采用不锈钢，包套与TiAl合金铸锭之间添加隔热材料，挤压温度范围1200℃～1250℃，挤压比10:1，挤压变形后将棒材空冷至室温。

将TiAl合金挤压棒材进行1150℃/16小时/空冷的均匀化退火处理；而后进行1310℃(本例的T_α为1330℃)/0.5小时/空冷固溶处理；最后进行950℃/6小时炉冷的时效热处理。

实施例2在实施例1的成分基础上添加了0.2at％B和0.2at％Si。表3和表4分别为实施例2的室温和800℃拉伸性能。实施例2的疲劳性能非常优异，图1所示实施例2的室温旋转弯曲疲劳强度极限达到了570MPa，相当于室温屈服强度的86％。图2所示实施例2的800℃旋转弯曲疲劳强度极限达到了375MPa，相当于800℃屈服强度的88％。图3所示实施例2的760℃～850℃的氧化增重量测试结果表明，该合金具有非常好的抗氧化性能，达到了完全抗氧化级。而且，实施例2的室温延伸率可达到2％。

表3实施例2的室温拉伸性能

表4实施例2的800℃拉伸性能

实施例3：

实施例3的TiAl合金成分(原子百分比)按照45％Al、5％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta和余量Ti的配比，将零级海绵钛、A00级高纯铝、Al-Nb中间合金、金属Cr、Al-Ta中间合金等原材料混合均匀后，在压力机上压制成电极块。电极块焊接后，在真空自耗熔炼炉内进行三次熔炼，熔炼真空度低于5Pa，熔炼电流根据锭型尺寸控制在3kA～6kA范围内，熔炼电压23～25V，三次熔炼后获得直径Φ220mm铸锭。实施例3的[Nb]当量为9.72。

将TiAl合金铸锭进行包套挤压变形，包套材采用不锈钢，包套与TiAl合金铸锭之间添加隔热材料，挤压温度范围1200℃～1230℃，挤压比10:1，挤压变形后将棒材空冷至室温。

将TiAl合金挤压棒材进行1150℃/16小时/空冷的均匀化退火处理；而后进行1280℃(本例的T_α为1310℃)/0.5小时/空冷固溶处理；最后进行950℃/6小时炉冷的时效热处理。

表5和表6分别为实施例3的室温和800℃拉伸性能。与实施例1相比，实施例3的Al含量降低，Nb含量提高，室温和800℃的强度明显提高，室温塑性仍达到2％。

表5实施例3的室温拉伸性能

表6实施例3的800℃拉伸性能

Claims (9)

1.一种TiAl合金，在TiAl合金中加入β稳定元素Cr、Nb、Ta、W、Mo，还添加少量B、Si间隙元素，其特征在于TiAl合金原子百分含量为：42％～47％Al、3％～6％Nb、1％～2％Cr、0.1％～0.5％Ta、0％～0.2％W、0％～0.2％Mo、0％～0.2％B、0％～0.2％Si，余量为Ti和不可避免的杂质，其中O含量≤0.1wt％、N含量≤0.015wt％、H含量≤0.01wt％，Fe含量≤0.08wt％，其中各种β稳定元素组合、搭配后的总添加量按[Nb]当量公式计算需控制在6～11之间，按原子百分含量计算的[Nb]当量公式为：

[Nb]＝1×％Nb+2.4×％Cr+2×％Ta+6×％W+6×％Mo (1)。

2.根据权利要求1所述的一种TiAl合金，其特征在于，TiAl合金的原子百分含量为：43％～46％Al、4％～5％Nb、1.5％～1.8％Cr、0.2％Ta、0％～0.2％B，[Nb]当量在8～9.72之间，余量为Ti和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的一种TiAl合金，其特征在于，TiAl合金的原子百分含量为：46％Al、4％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0％～0.2％B，[Nb]当量为8.72，余量为Ti和不可避免的杂质。

4.根据权利要求1所述的一种TiAl合金，其特征在于，TiAl合金成分(按原子百分含量)为：45％Al、5％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0％～0.2％B，[Nb]当量为9.72，余量为Ti和不可避免的杂质。

5.根据权利要求1所述的一种TiAl合金，其特征在于，TiAl合金的原子百分含量为：46％Al、4％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0.2Si％、0.2％B，[Nb]当量为8.72，余量为Ti和不可避免的杂质。

6.根据权利要求1所述的一种TiAl合金，其特征在于，TiAl合金的原子百分含量为：43.5％Al、5％Nb、1.8％Cr、0.2％Ta、0.2％B，[Nb]当量为9.72，余量为Ti和不可避免的杂质。

7.根据权利要求1所述的一种TiAl合金，其特征在于，TiAl合金的原子百分含量为：46％Al、4％Nb、1.5％Cr、0.2Ta、0.2％W、0.2％B、0.2％Si，[Nb]当量为9.2，余量为Ti和不可避免的杂质。

8.根据权利要求1所述的一种TiAl合金，其特征在于，TiAl合金的原子百分含量为：43.5％Al、5％Nb、1.5％Cr、0.1Ta、0.2％Mo、0.2％B，[Nb]当量为10，余量为Ti和不可避免的杂质。

9.一种制备权利要求1所述的TiAl合金的方法，其特征在于，按如下步骤进行加工制备：

步骤一：铸锭熔炼：将零级海绵钛、A00级高纯铝、金属Cr、Al-Nb中间合金、Al-Ta中间合金、Al-W中间合金、Al-Mo中间合金、Al-Ti-B中间合金、Al-Si中间合金按照成分配比将原材料混合均匀后，在压力机上压制成电极块。电极块焊接后，在真空自耗熔炼炉内进行三次熔炼，熔炼真空度低于5Pa，熔炼电流根据锭型尺寸控制在3kA～6kA范围内，熔炼电压23～27V，三次熔炼后获得直径Φ180mm～Φ240mm铸锭；

步骤二：挤压变形：将TiAl合金铸锭进行包套挤压变形，包套材料采用不锈钢，包套与TiAl合金铸锭之间添加隔热材料，挤压变形温度范围1050℃～1250℃，挤压比大于4:1，挤压变形后将棒材空冷或炉冷至室温；

步骤三：等温锻造：将TiAl合金挤压棒材加热到1000℃～1250℃，锻造模具加热到900℃～1150℃，锻造变形速率控制在0.001s^-1～0.1s^-1范围内，锻造变形量≥40％，锻造变形后将锻件空冷或炉冷至室温；

步骤四：均匀化退火：将TiAl合金挤压棒材或等温锻件加热到1050℃～1200℃，保温4～48小时，而后冷却到室温或者直接升温到固溶温度；

步骤五：固溶热处理：根据性能要求，将均匀化退火后的TiAl合金挤压棒材或等温锻件进行两相区或者单相区固溶处理：①γ+α两相区固溶处理：1250℃～T_α-15℃，其中：T_α为γ→α相变温度，保温0.5～6小时，而后空冷或炉冷到室温；②α单相区固溶处理：T_α+5℃～T_α+20℃，保温5min～2小时，而后空冷、炉冷或者油淬到室温；

步骤六：时效热处理：将经过步骤四和步骤五处理后的TiAl合金挤压棒材加热到900℃～950℃，保温2～8小时，而后炉冷到室温。