CN112281043B - 高断裂韧性的Ti2AlNb基合金及其制备方法和应用 - Google Patents

Abstract

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。

Description

高断裂韧性的Ti2AlNb基合金及其制备方法和应用

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Ti₂AlNb基合金及其制备方法和应用。

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Ti₃Al基合金和TiAl基这两类材料，通过在Ti₃Al基合金中添加Nb元素，在Ti₃Al基合金中引入B2相，使合金的室温塑性和韧性得到显著改善。1988年，Banerjee等研究者在强韧化Ti₃Al基合金的研究中发现，随Nb含量的增加，合金中生成一种成分在Ti₂AlNb附近的、具有正交结构的新相，即O相，并且研究发现，以Ti₂AlNb为基的（O+B2）两相合金以及（O+α₂+B2）三相合金比（α₂+B2）Ti₃Al基合金具有高的强度、韧性和室温塑性，具有代表性的Ti₂AlNb基合金包括Ti-23Al-24Nb、Ti-22Al-25Nb和Ti-22Al-27Nb等。其中钢铁研究总院开发的名义成分为Ti-22Al-25Nb的Ti₂AlNb合金目前发展的较为成熟，该合金在保持高的高温强度和刚度的同时还具有较好的塑性、韧性，室温断裂韧性最高可达到35MPa·m^1/2左右，目前已进入工程化应用阶段，代替部分高温合金材料广泛应用于航空航天用发动机机匣、环形件和盘锻件等。

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Ti₂AlNb基合金转动件，设计所对其可靠性的要求更加严苛。在新一代发动机的选材上，设计所明确要求Ti₂AlNb基合金的断裂韧性需大于40MPa·m^1/2以上，而目前成熟的合金显然达不到。

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Ti₂AlNb基合金，以解决现有技术中存在的Ti₂AlNb基合金无法满足新一代发动机等结构对材料断裂韧性要求的技术问题。

本发明的第二目的在于提供高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的制备方法。

本发明的第三目的在于提供高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金在航空航天设备中的应用。

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。

目前国际上对Ti₂AlNb合金的研究主要是通过添加合金元素来提高合金的蠕变性能。国内对于Ti₂AlNb合金的研究的目标是加快其工程化应用的进程，在性能主要侧重于该合金的室温塑性。因此，在合金成分设计方面尽量减少合金元素，同时控制合金的间隙元素处于较低水平。钢铁研究总院前期开发的名义成分为Ti-22Al-25Nb的Ti₂AlNb合金已经解决了合金室温塑性较低的问题，目前已经代替部分高温合金应用于航空航天用机匣、环形件等静止件上。随着发动机设计所对可靠性的更高要求，在新一代发动机的选材设计上，设计所对Ti₂AlNb合金的损伤容限有了更高的要求，尤其是室温断裂韧性、疲劳裂纹扩展速率等性能。设计所希望该合金的室温断裂韧性可以达到40MPa·m^1/2以上，显然目前成熟的Ti-22Al-25Nb合金的断裂韧性仅为35MPa·m^1/2，达不到使用要求。此外，研究表明，合金断裂韧性的改善可能会导致合金其他性能的下降。因此，如何改善合金的韧性，提高合金的综合服役性能，是当前工程化应用中的主要问题。

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的持久性能和室温塑性。

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温断裂韧性为40~50MPa·m^1/2。

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温疲劳裂纹扩展速率为1×10^-7m/cycle~1×10^-6m/cycle，优选为2×10^-7m/cycle~8×10^-7m/cycle。

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温拉伸塑性为6%以上。

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金在650℃/360MPa条件下的持久寿命为100h以上。

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Ti₂AlNb基合金的制备方法，包括如下步骤：

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Ti₂AlNb基合金在航空航天设备中的应用。进一步的，所述航空航天设备为航空航天用发动机。

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Ti₂AlNb基合金制备得到。

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Ti₂AlNb基合金的铸锭锻造成型后，进行固溶热处理和时效热处理。

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；

（2）本发明的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；室温断裂韧性为40~50MPa·m^1/2，室温拉伸塑性保持在6%以上，650℃/360MPa的持久寿命保持在100h以上，室温疲劳裂纹扩展速率在10^-7m/cycle的水平；

（3）本发明的Ti₂AlNb基合金能够满足新一代航空航天用发动机对选材的要求。

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。

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温断裂韧性为40~50MPa·m^1/2。

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温疲劳裂纹扩展速率为1×10^-7m/cycle~1×10^-6m/cycle，优选为2×10^-7m/cycle~8×10^-7m/cycle。

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温拉伸塑性为6%以上。

在本发明的具体实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金在650℃/360MPa条件下的持久寿命为100h以上。

在本发明的优选实施方式中，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，由按质量百分比计的如下组分组成：

Al 10.25%~10.5%、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Ti₂AlNb基合金的制备方法，包括如下步骤：

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Ti₂AlNb基合金在航空航天设备中的应用。进一步的，所述航空航天设备为航空航天用发动机。

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Ti₂AlNb基合金制备得到。

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Ti₂AlNb基合金的铸锭经反复镦拔成Ti₂AlNb合金棒材后，将棒材经锻造后得到相应的小盘件，之后进行固溶热处理和时效热处理。

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Ti₂AlNb基合金的制备

按照表1中所列的原料比例配料制备高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，制得的合金成分也见表1。

表1 不同高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的配料比例和终成分

具体的，上述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的制备方法包括如下步骤：

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Ti₂AlNb基合金制件的制备

按照表2中所列的原料和处理方法等制备高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金制件。

表2 不同高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金制件的原料和处理方法

具体的，上述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金制件的制备方法包括如下步骤：

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Ti₂AlNb合金棒材，之后将棒材经锻造后得到相应的小盘件，并经上述固溶热处理和时效热处理，得到相应的盘件。

比较例1

比较例提供了其他Ti₂AlNb基合金的制备，按照表3中所列的原料比例配料制备高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，制得的合金成分也见表3。

表3 不同Ti2AlNb基合金的配料比例和终成分

合金编号	配料比例-质量百分数（%）	合金成分-质量百分数（%）
			5#	Al 10.2%、Nb 43.5%、 余量Ti	Al 10.24%、Nb 43.5%、余量Ti O 0.048%、N 0.0014%、H 0.0027%
6#	Al 10.7%、Nb 43.3%、 余量Ti	Al 10.72%、Nb 43.28%、余量Ti O 0.057%、N 0.0077%、H 0.0029%
			7#	Al 10.6%、Nb 44.1%、 余量Ti	Al 10.58%、Nb 44.05%、余量Ti O 0.044%、N 0.001%、H 0.0023%
8#	Al 10.5%、Nb 43.0%、 余量Ti	Al 10.46%、Nb 42.99%、余量Ti O 0.058%、N 0.0073%、H 0.0033%
			9#	Al 10.8%、Nb 42.3%、 余量Ti	Al 10.76%、Nb 42.34%、余量Ti O 0.040%、N 0.0010%、H 0.0024%
10#	Al 10.1%、Nb 42.8%、 余量Ti	Al 10.02%、Nb 42.88%、余量Ti O 0.058%、N 0.0079%、H 0.0038%

上述Ti₂AlNb基合金的制备方法参考实施例1的制备方法。

比较例2

Ti₂AlNb基合金制件的制备

按照表4中所列的原料和处理方法等制备Ti₂AlNb基合金制件。

表4 不同Ti₂AlNb基合金制件的原料和处理方法

上述Ti₂AlNb基合金制件的制备方法参考实施例2的制备方法。

实验例1

为了对比说明不同成分对Ti₂AlNb基合金的组织结构的影响，采用扫描电镜分别观察实施例2和比较例2的合金制件的金相组织的扫描电镜照片。图1和图2分别为本发明实施例2制得的制件（C1）和比较例2制得的制件（C8）的金相组织的扫描电镜照片。图3为本发明实施例2制得的制件（C1）试样和比较例2制得的制件（C8）试样的宏观断口形貌。

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^1/2以上，疲劳裂纹扩展速率在1.9139×10^-7m/cycle以上。且当Al含量为10.28%、Nb含量为43.02%时，断裂韧性高达49.3MPa·m^1/2，这是金属间化合物目前所能达到的最高断裂韧性。

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^1/2以上，但是其持久性能低于100h。而当合金的Al含量高于10.6%，合金的断裂韧性均低于40MPa·m^1/2。当合金的Nb含量低于43.0%时，合金的疲劳裂纹扩展速率均在1×10^-7m/cycle以下，而当Nb含量高于44.0%，合金的室温塑性会低于6%。

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Ti₂AlNb基合金具有良好的综合力学性能，室温拉伸塑性均保持在6%以上，650℃/360MPa的持久寿命均保持在100h以上，室温疲劳裂纹扩展速率在10^-7m/cycle的水平，室温断裂韧性在40~50MPa·m^1/2之间。

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。

Claims (8)

1.高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，由按质量百分比计的如下组分组成：

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

所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温断裂韧性为40~50MPa·m^1/2；

所述合金的制备方法包括如下步骤：

采用钛、铝和铌作为原料，按比例配料后，进行熔炼得到铸锭：

将所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的铸锭锻造成型后，进行固溶热处理和时效热处理；

所述固溶热处理的条件为：于960~980℃保温处理2~4h后，快冷；

所述时效热处理的条件为：于770~790℃保温处理16h以上后，空冷；

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相的体积分数分别为35%~45%、35%~45%和20%~23%；

所述一次O相板条指长度为1~5μm，宽度为0.2~0.5μm的O相组织；所述二次O相板条指长度为0.1~0.5μm，宽度小于0.1μm的O相组织。

2.根据权利要求1所述的高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金在650℃/360MPa条件下的持久寿命为100h以上。

3.根据权利要求1所述的高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温疲劳裂纹扩展速率为1×10^-7m/cycle~1×10^-6m/cycle。

4.根据权利要求1所述的高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，所述高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金的室温拉伸塑性为6%以上。

5.根据权利要求1所述的高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，所述不可避免的杂质包括O、N和H中的任一种或多种；

所述合金中，O的含量≤0.06wt%，N的含量≤0.01wt%，H的含量≤0.01wt%。

6.根据权利要求1-5任一项所述的高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，所述熔炼的方法包括：一次真空自耗熔炼、二次真空凝壳熔炼和三次真空自耗熔炼。

7.权利要求1-6任一项所述的高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金在航空航天设备中的应用；

所述航空航天设备为航空航天用发动机。

8.采用权利要求1-6任一项所述的高断裂韧性的Ti₂AlNb基合金制得的制件；

所述制件为转动件。

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