CN109913731A - 一种高强韧Ti-Al系金属间化合物及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强韧Ti‑Al系金属间化合物及其制备方法，其合金成分为Ti‑（21~23）Al‑（23~27）Nb。其制备步骤为：悬浮熔炼3~5遍，浇注成铸棒，采用Bridgeman进行逐层凝固，消除缺陷，合金经1000℃固溶处理后，在O＋QUOTE 相区时效处理，于QUOTE 基体上析出细小弥散的O相板条，能显著强化QUOTE 基体相。所述合金材料室温抗拉强度970MPa，延伸率达8%，800℃的抗拉强度达到450MPa，延伸率达9%，满足未来航空发动机对高比强度、高比刚度的轻质高温结构材料的迫切要求。

Description

一种高强韧Ti-Al系金属间化合物及其制备方法
技术领域
本发明属于轻合金和高温合金材料技术领域，特别是一种高强韧Ti-Al系金属间化合物及其制备方法。
背景技术
合金属Ti-Al系金属间化合物材料，具有低密度、高比强度、抗蠕变和抗氧 化性好等突出特点，被视为有助于航空航天飞行器发动机通过结构质量减轻实现性能提升 的理想轻密度高温结构材料。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 共存性带来优异高温强度的同时，也导致可开动滑移系数目有限、超结构位错柏氏矢量大、 位错交滑移困难，使合金塑、韧性偏低。解决合金室温脆性，提高塑性加工和变形能 力是实现应用的前提。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强韧Ti-Al系金属间化合物材料。
实现本发明目的的技术解决方案为：一种高强韧Ti-Al系金属间化合物材料，其合金成分为Ti-（21~23）Al-（23~27）Nb。
该成分制备的Ti-Al系金属间化合物材料组织特征在于：获得的组织中，大量细小 的O相板条弥散分布在基体上，而未见明显的对合金塑性有害的粗大相。
该材料的室温抗拉强度为950~1050MPa，延伸率为3%~8%，800℃抗拉强度为420~510MPa，延伸率为5%~9%。
一种制备上述Ti-Al系金属间化合物材料的方法，包括以下步骤：
第一步：将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照设计好的成分配比备料，每锭50g左右；
第二步：采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，向水冷铜坩埚内依次加入高纯Ti、Al、Nb，盖上炉盖抽真空至2×10-2Pa，向炉内充入0.4~0.6MPa的高纯氩气（99.99%）；
第三步：熔炼合金3~5道次，得到混合均匀的合金锭；
第四步：采用磁控钨极非自耗电弧炉浇注成铸棒；
第五步： 采用Bridgeman进行逐层凝固，调整抽拉速率以获得不同的初始组织；
第六步：在1000℃±10℃固溶0.5小时，淬入25℃水中；
第七步：再在800℃±10℃时效24小时，空冷。
进一步的，第一步中所述的合金组元纯度大于99.9%。
进一步的，第三步中所述的熔炼功率为20KW。
进一步的，第五步中所述的抽拉速率为30~100mm/h，优选100 mm/h。
本发明与现有技术相比，其显著优点是：（1）该材料在高温下不仅具有高的抗拉强度，而且有较好的塑性。（2）不需要后续热等静压以及热变形工艺，降低了成本，减少了加工工序，制备工艺简单，且易进行机械加工。
附图说明
图1是本发明Ti-Al系金属间化合物材料制备流程图。
图2是实施例1合金逐层凝固后的金相组织图。
图3是实施例1合金经固溶、时效后的显微组织图（a）金相图（b）SEM图。
图4是实施例1合金室温（a）和800℃（b）拉伸曲线图。
具体实施方式
下面各实施例制备的高强韧Ti-Al系金属间化合物材料过程如图1所示。
实施例1
（1）合金成分选择
选取合金成分为Ti-22Al-25Nb；
（2）原料的选用
本发明制备合金锭选用的各金属组元的纯度如表1，合金成分为Ti-22Al-25Nb（原子百分比）；
表1 制备合金锭选用金属组元的纯度(%)
合金元素 Al Ti Nb
纯度/% 99.995 99.99 99.9
（3）合金的制备
采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，其具体程序如下：
a、将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照设计好的成分配比备料；按照每锭50g左右的重量将配好的料放入熔炼炉内的水冷铜坩埚内，盖上炉盖抽真空至2×10-2Pa；向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.4~0.6MPa；
b、多道次熔炼合金锭，得到混合均匀的合金锭。熔炼时采用的功率为20KW；
（4）合金棒的制备
采用磁控钨极非自耗电弧炉，抽真空至2×10-2Pa，向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.4~0.6MPa，浇注成Φ6*14mm的铸棒；
（5）合金棒的逐层凝固
采用Bridgeman进行逐层凝固，抽拉速率为100mm/h，获得消除铸造缺陷的合金棒；
（6）固溶和时效处理
a、合金在1000℃±10℃固溶0.5小时，淬入25℃水中；
b、合金在800℃±10℃时效24小时，空冷；
（7）组织、性能测试
所制备材料初始组织（消除铸造缺陷后）如图2，热处理后微观组织如图3所示：大量细 小的O相板条弥散分布在基体上。
图4为所制备材料室温和800℃的拉伸应力-应变曲线，力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到970MPa，塑性达到8%，800℃抗拉强度达到450MPa，塑性达到9%。
实施例2
（1）合金成分选择
选取合金成分为Ti-22Al-25Nb；
（2）原料的选用
本发明制备合金锭选用的各金属组元的纯度如表1，合金成分为Ti-22Al-25Nb（原子百分比）；
（3）合金的制备
采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，其具体程序如下：
a、将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照设计好的成分配比备料；按照每锭50g左右的重量将配好的料放入熔炼炉内的水冷铜坩埚内，盖上炉盖抽真空至2×10-2Pa；向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.4~0.6MPa；
b、多道次熔炼合金锭，得到混合均匀的合金锭。熔炼时采用的功率为20KW；
（4）合金棒的制备
采用磁控钨极非自耗电弧炉，抽真空至2×10-2Pa，向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.4~0.6MPa，浇注成Φ6*14mm的铸棒；
（5）合金棒的逐层凝固
采用Bridgeman进行逐层凝固，抽拉速率为50mm/h；
（6）固溶和时效处理
a、合金在1000℃±10℃固溶0.5小时，淬入25℃水中；
b、合金在800℃±10℃时效24小时，空冷；
（7）组织、性能测试
所制备材料微观组织如图3（a）金相组织图（b）SEM组织图。
力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到1007MPa，塑性达到4.1%，800℃抗拉强度达到497MPa，塑性达到5%。
实施例3
（1）合金成分选择
选取合金成分为Ti-22Al-25Nb；
（2）原料的选用
本发明制备合金锭选用的各金属组元的纯度如表1，合金成分为Ti-22Al-25Nb（原子百分比）；
（3）合金的制备
采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，其具体程序如下：
a、将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照设计好的成分配比备料；按照每锭50g左右的重量将配好的料放入熔炼炉内的水冷铜坩埚内，盖上炉盖抽真空至2×10-2Pa；向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.4~0.6MPa；
b、多道次熔炼合金锭，得到混合均匀的合金锭。熔炼时采用的功率为20KW；
（4）合金棒的制备
采用磁控钨极非自耗电弧炉，抽真空至2×10-2Pa，向炉内充入一定量压力的高纯氩气（99.99%），氩气压力范围为0.4~0.6MPa，浇注成Φ6*14mm的铸棒；
（5）合金棒的逐层凝固
采用Bridgeman进行逐层凝固，抽拉速率为30mm/h；
（6）固溶和时效处理
a、合金在1000℃±10℃固溶0.5小时，淬入25℃水中；
b、合金在800℃±10℃时效24小时，空冷；
（7）组织、性能测试
所制备材料微观组织如图3（a）金相组织图（b）SEM组织图。
力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到1023MPa，塑性达到3%，800℃抗拉强度达到490MPa，塑性达到5%。
实施例4
本发明制备母合金成分为Ti-22Al-23Nb（原子百分比），采用与实施例1相同的制备方法和参数。所制备材料微观组织如图3（a）金相组织图（b）SEM组织图。
力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到1023MPa，塑性达到3%，800℃抗拉强度达到506MPa，塑性达到6.5%。
实施例5
本发明制备母合金成分为Ti-22Al-23Nb（原子百分比），采用与实施例2相同的制备方法和参数。所制备材料微观组织如图3（a）金相组织图（b）SEM组织图。
力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到989MPa，塑性达到4%，800℃抗拉强度达到455MPa，塑性达到8.3%。
实施例6
本发明制备母合金成分为Ti-22Al-23Nb（原子百分比），采用与实施例3相同的制备方法和参数。所制备材料微观组织如图3（a）金相组织图（b）SEM组织图。
力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到968MPa，塑性达到5%，800℃抗拉强度达到421MPa，塑性达到11.1%。
实施例7
本发明制备母合金成分为Ti-22Al-27Nb（原子百分比），采用与实施例1相同的制备方法和参数。所制备材料微观组织如图3（a）金相组织图（b）SEM组织图。
力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到962MPa，塑性达到7.5%，800℃抗拉强度达到439MPa，塑性达到6.9%。
实施例8
本发明制备母合金成分为Ti-22Al-27Nb（原子百分比），采用与实施例2相同的制备方法和参数。所制备材料微观组织如图3（a）金相组织图（b）SEM组织图。
力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到1008MPa，塑性达到3.5%，800℃抗拉强度达到479MPa，塑性达到5.6%。
实施例9
本发明制备母合金成分为Ti-22Al-27Nb（原子百分比），采用与实施例3相同的制备方法和参数。所制备材料微观组织如图3（a）金相组织图（b）SEM组织图。
力学性能测试结果表明：所制备的材料室温抗拉强度达到1003MPa，塑性达到3.3%，800℃抗拉强度达到475MPa，塑性达到8.8%。
现有技术大都是采用粉末冶金、锻造和挤压成型获得细小的晶粒的方法提高塑性，但大都需要进行热等静压消除铸造缺陷，成本较高且铸造缺陷难以完全消除。本发明采用Bridgeman进行逐层凝固，消除铸造缺陷，不需要后续热等静压以及热变形工艺，降低了成本，减少了加工工序。
现有技术获得的合金组织分布大量的相，相的本征塑性低于O相，晶界分布的相对强度和塑性不利，易于导致裂纹在晶界处萌生。研究表明，通过后续热处理减少 相，进而减少/晶界，可以使延伸率提高2.5倍，同时强度不变。本发明采用Bridgeman进 行逐层凝固，获得的组织中含量很低，由SEM图像可以看出，大量细小的O相板条弥散分布 在基体上，而未见明显的粗大相，这也是本发明合金材料塑性高的原因。

Claims (10)

1.一种高强韧Ti-Al系金属间化合物材料，其特征在于，其合金成分为Ti-（21~23）Al-（23~27）Nb。
2.如权利要求1所述的Ti-Al系金属间化合物材料，其特征在于，由如下步骤制备：
第一步：将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照所述合金成分进行配料；
第二步：采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，向水冷铜坩埚内依次加入高纯Ti、Al、Nb，盖上炉盖抽真空至2×10-2Pa，向炉内充入0.4~0.6MPa的高纯氩气；
第三步：熔炼合金3~5道次，得到混合均匀的合金锭；
第四步：采用磁控钨极非自耗电弧炉浇注成铸棒；
第五步： 采用Bridgeman进行逐层凝固，调整抽拉速率以获得不同的初始组织；
第六步：在1000℃±10℃固溶0.5小时，淬入25℃水中；
第七步：再在800℃±10℃时效24小时，空冷。
3.如权利要求2所述的Ti-Al系金属间化合物材料，其特征在于，抽拉速率为30~100mm/h。
4. 如权利要求2所述的Ti-Al系金属间化合物材料，其特征在于，抽拉速率为100 mm/h。
5.如权利要求1-4任一所述的Ti-Al系金属间化合物材料，其特征在于，该材料组织特征在于：在 QUOTE 基体上分布着细小弥散的O相板条。
6.如权利要求1-4任一所述的Ti-Al系金属间化合物材料，其特征在于，该材料的室温抗拉强度为950~1050MPa，延伸率为3%~8%，800℃抗拉强度为420~510MPa，延伸率为5%~9%。
7.一种制备如权利要求1所述的Ti-Al系金属间化合物材料的方法，其特征在于，包括以下步骤：
第一步：将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照所述合金成分进行配料；
第二步：采用水冷铜坩埚悬浮熔炼炉熔炼合金锭，向水冷铜坩埚内依次加入高纯Ti、Al、Nb，盖上炉盖抽真空至2×10-2Pa，向炉内充入0.4~0.6MPa的高纯氩气；
第三步：熔炼合金3~5道次，得到混合均匀的合金锭；
第四步：采用磁控钨极非自耗电弧炉浇注成铸棒；
第五步： 采用Bridgeman进行逐层凝固，调整抽拉速率以获得不同的初始组织；
第六步：在1000℃±10℃固溶0.5小时，淬入25℃水中；
第七步：再在800℃±10℃时效24小时，空冷。
8.如权利要求7所述的方法，其特征在于，第一步中，合金组元纯度大于99.9%。
9.如权利要求7所述的方法，其特征在于，第三步中，熔炼功率为20KW。
10. 如权利要求7所述的方法，其特征在于，第五步中，抽拉速率为30~100mm/h，优选100 mm/h。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112281043A (zh) * 2020-12-25 2021-01-29 北京钢研高纳科技股份有限公司 高断裂韧性的Ti2AlNb基合金及其制备方法和应用
CN114672710A (zh) * 2022-01-21 2022-06-28 常州工学院 一种定向组织耐热铝合金材料及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0375374A1 (en) * 1988-12-23 1990-06-27 Technology Development Corporation Low density heat resistant intermetallic alloys of the A13 Ti type
JPH08225906A (ja) * 1995-02-22 1996-09-03 Kobe Steel Ltd ＴｉＡｌ基合金薄板およびその製造方法
CN104139139A (zh) * 2014-06-30 2014-11-12 贵州安大航空锻造有限责任公司 Ti2AlNb基合金机匣环件的轧制成形及热处理方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0375374A1 (en) * 1988-12-23 1990-06-27 Technology Development Corporation Low density heat resistant intermetallic alloys of the A13 Ti type
JPH08225906A (ja) * 1995-02-22 1996-09-03 Kobe Steel Ltd ＴｉＡｌ基合金薄板およびその製造方法
CN104139139A (zh) * 2014-06-30 2014-11-12 贵州安大航空锻造有限责任公司 Ti2AlNb基合金机匣环件的轧制成形及热处理方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
段秋琦 等: ""合金化对定向凝固Ti-Al-Nb 合金微观结构与力学性能的影响"", 《材料工程》 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112281043A (zh) * 2020-12-25 2021-01-29 北京钢研高纳科技股份有限公司 高断裂韧性的Ti2AlNb基合金及其制备方法和应用
CN114672710A (zh) * 2022-01-21 2022-06-28 常州工学院 一种定向组织耐热铝合金材料及其制备方法

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