CN113025843A - 一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金及其应用 - Google Patents

一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金及其应用 Download PDF

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Abstract

一种具有良好增材制造成形性能的Ti‑Al‑V‑Zr耐高温高强韧钛合金及其应用，属于金属增材制造技术领域。Ti‑Al‑V‑Zr钛合金的成分源自团簇合金成分设计模型，其合金成分的原子百分比(at.％)为Al：10.0～12.5，V：1.5～2.2，Zr：1.2～3.5，杂质元素的总量控制在0.5at.％以内，其余为Ti；且Al/(V+Zr)的原子百分数比例为4:1～2。本发明通过合金成分设计实现了钛合金600℃高温强韧性同步提高，该合金主要合金化元素为Zr元素，用于细化α相提高强度，粗化β相提高塑性，增强熔体热稳定性，提高承温能力，可用于增材制造成形。

Description

一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧 钛合金及其应用
技术领域
本发明涉及一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金，属于金属增材制造技术领域。
背景技术
航空航天工业的迅速发展亟需开发轻质、高强韧且耐高温的工程结构材料。钛合金因具有低密度、高比强度、可焊接性高、导热率低等优点，可作为优选的航空材料之一。相对于传统材料制备工艺，增材制造是以高能束粒子流为热源，将材料逐点或逐层堆积形成三维实体零件的新型智能制造工艺，具有机加余量小、材料利用率高等优势。但是目前增材制造专用钛合金的种类很少，而且所采用的钛合金大多是传统的铸造钛合金或锻造钛合金，其合金化元素种类多、成分复杂、并且高温强度低、增材制造成形性差。
针对以上问题，Ti-6Al-4V工业钛合金具有密度低、良好的耐蚀性和增材制造成形性，是目前增材制造领域的主体材料，但是其承温能力低、抗疲劳性差。通过引入描述化学近程序结构的团簇加连接原子模型解析了Ti-6Al-4V合金的成分结构根源，找到钛合金近程序结构单元和相应成分式，以此为增材制造专用合金材料的开发提供成分设计依据。
发明内容
本发明是要解决现有的高温钛合金材料成分复杂、高温强度低、增材制造成形性能差的技术问题，而设计开发了一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金。
本发明采用的技术方案是：
一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金，所述的钛合金元素原子百分比如下，Al：10.0at.％～12.5at.％，V：1.5at.％～2.2at.％，Zr：1.2at.％～3.5at.％，杂质元素的总量控制在0.5at.％以内，其余为Ti；且Al/(V+Zr)的原子百分数比例为4:1～2。
所述的钛合金600℃高温强韧性同步提高，有利于提高损伤容限；所述的主要合金化元素为用于细化α相提高强度、粗化β相提高塑性、增强熔体热稳定性、提高承温能力的Zr元素。
所述的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金成分应用于增材制造技术专用钛合金的成分构建。
采用上述技术方案，根据团簇合金设计模型实施合金成分设计，该团簇合金设计模型给出了化学近程序结构单元和相应成分式。合金元素首先与基体钛元素构建稳定固溶体结构单元，在工业Ti-6Al-4V合金中，我们通过实际测得的α和β相的成分，获得了两相的团簇合金成分设计模型结构单元分别为:α-[Al-Ti12](AlTi2)和β-[Al-Ti14](V2Ti)，且两个团簇结构单元的比例为12：5。为了获得良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金，需要对α相尺寸和β相含量进行优化，一方面为了提高β相的稳定性，β团簇式中连接原子V的原子个数由2增加至3。Zr具有补充强化作用，使得合金热稳定性进一步提高。团簇式中原子占位与混合焓有关，Zr和Ti同属于元素周期表IVB族，两者间混合焓为0KJ/mol,团簇式中Zr原子和Ti原子可以互相替代。由于Zr具有弱β稳定元素作用，Zr原子优先进入β团簇式且占据壳层位置，β团簇式因而优化为[Al-Ti14-xZrx](V3)。另一方面为了提升合金的热稳定性，合金成分偏向α钛即Mo当量减小、Al当量增加有助于提升热稳定性，通过调整α团簇式和β团簇式的比例可以优化Mo当量和Al当量。Ti-Al-V-Zr的团簇合金成分设计模型确定为(17-x)[Al-Ti12](AlTi2)+x[Al-Ti14-yZry](V3),其中x为整数且范围为0～4，y为整数且范围为1～8。最后确定了Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金成分的原子百分比(at.％)为Al：10.0～12.5，V：1.5～2.2，Zr：1.2～3.5，杂质元素的总量控制在0.5at.％以内，其余为Ti。
本发明的有益效果：1)开发了一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金，其合金成分的原子百分比(at.％)为Al：10.0～12.5，V：1.5～2.2，Zr：1.2～3.5，杂质元素的总量控制在0.5at.％以内，其余为Ti；2)Al/(V+Zr)的原子百分数比例为4:1～2，使得钛合金600℃高温强韧性同步提高；3)通过团簇合金设计模型，控制了α相尺寸和β相含量，保证了熔体热稳定性，同时又具有良好的增材制造成形性。
附图说明
图1是具体实施方式中步骤二的激光加工所用的激光加工系统装置的示意图；
图2是实施例1制备的激光加工后Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的光学显微组织图；
图3是对比例1制备的激光加工后Ti-Al-V钛合金的光学显微组织图；
图4是工程应力-工程应变曲线图。
具体实施方式
以下通过实施例与附图对本发明的技术方案进行进一步陈述。
一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金，具体是按以下步骤进行的：
一、Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的成分设计和制备：根据团簇合金成分设计模型，得到钛合金成分的原子百分比为Al：10.0～12.5，V：1.5～2.2，Zr：1.2～3.5，杂质元素的总量控制在0.5at.％以内，其余为Ti；将元素由原子百分比转变为质量百分比进行成分配比，然后进行室温球磨混粉，然后在真空热处理炉中加热至温度为120℃进行干燥处理8h，炉冷至室温，得到预制干燥混合粉；
二、激光加工：将预制干燥混合粉装入激光送粉器，启动激光加工系统进行加工，使得干燥混合粉完全熔化后，然后将合金熔体逐层沉积在长×宽×高为140mm×100mm×20mm的商用纯Ti板上，得到Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金。
本实施方式的步骤二中的激光加工所用的激光加工系统装置如图1所示，其是由密封室1、工作台2、机械臂3、激光发射器4、纯Ti衬板5和送粉器6组成；工作台2、机械臂3、激光发射器4、衬板5和送粉器6设置在密封室1内部，激光发射器4设置在机械臂3的下端面密封且为滑动连接，送粉器6设置在机械臂3的侧端面密封且为滑动连接，纯Ti衬板5水平放置在工作台2的上端面；本装置的使用方法如下：将纯Ti衬板5水平设置在工作台2的上端面，将预制干燥混合粉装填入送粉器6，然后将密封室1抽真空后充入氩气，然后启动激光发射器4对送粉器6中的干燥混合粉进行激光扫描加热，使得干燥混合粉完全熔化为合金熔体，然后合金熔体逐层沉积在纯Ti衬板5的上表面，衬板5的作用是在施加激光加热时限制浆料向下流动，充入氩气是为了防止材料氧化失效，得到Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金，本装置采用程序控制机械臂3使得送粉器6和激光发射器4可以同步移动。
实施例1：
实施例1为一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金，具体是按以下步骤进行的：
一、Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的成分设计和制备：根据团簇合金成分设计模型15[Al-Ti12](AlTi2)+2[Al-Ti12Zr2](V3)，得到钛合金成分的原子百分比为Ti84.8Al11.5V2.1Zr1.4(at.％)，将元素由原子百分比转变为质量百分比Ti87.9Al6.8V2.4Zr2.9(wt.％)进行成分配比，然后进行室温球磨混粉，然后在真空热处理炉中加热至温度为120℃进行干燥处理8h，炉冷至室温，得到预制干燥混合粉；
二、激光加工：将预制干燥混合粉装入激光送粉器，启动激光加工系统进行加工，使得干燥混合粉完全熔化后，然后将合金熔体逐层沉积在长×宽×高为140mm×100mm×20mm的商用纯Ti板上，得到Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金。
图2是实施例1制备的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的光学显微组织，如图所示，平均α相尺寸约为2.2μm，β相体积分数约为8.8％，α相尺寸显著细化，β相体积分数提升，能促使强韧性提高，样品显微组织均匀，增材制造成形性良好。
对比例1：
本实施例为对比试验，与实施例1不同的是步骤一中：根据团簇合金成分设计模型15[Al-Ti12](AlTi2)+2[Al-Ti14](V3)，得到钛合金成分的原子百分比为Ti86.2Al11.6V2.2(at.％)，将元素由原子百分比转变为质量百分比Ti90.7Al6.9V2.4(wt.％)进行成分配比。其它与实施例1相同。
图3是对比例1制备的Ti-Al-V钛合金的光学显微组织图，从图中可以看出α相尺寸大，β相含量低，塑性差，强度低。
对比例2：本试验为对比试验，与实施例1不同的是步骤一中：根据团簇合金成分设计模型12[Al-Ti12](AlTi2)+5[Al-Ti14](V2Ti)，得到钛合金成分的原子百分比为Ti86.2Al10.3V3.6(at.％)，将元素由原子百分比转变为质量百分比Ti90Al6V4(wt.％)进行成分配比。其它与实施例1相同。
对比例3：本试验为对比试验，与实施例1不同的是步骤一中：根据常规合金设计方法，得到钛合金成分的原子百分比为Ti86.4Al11.5V2.1(at.％)，将元素由原子百分比转变为质量百分比Ti90.8Al6.8V2.4(wt.％)进行成分配比。其它与实施例1相同。
在600℃高温下对Ti-Al-V-Zr钛合金进行拉伸性能测试，得到工程应力-工程应变曲线如图4所示，通过图4可知对比例2制备的Ti90Al6V4钛合金的抗拉强度为431MPa，屈服强度为389MPa，伸长率为24.5％；实施例1制备的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的抗拉强度为545MPa，屈服强度为496MPa，伸长率为39.7％。相比于对比例2制备的Ti-6Al-4V合金，可知实施例1制备的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的600℃高温塑性提高了62％，且抗拉强度提高了110MPa，屈服强度提高了107MPa。
在室温下对Ti-Al-V-Zr钛合金进行拉伸性能测试，测得对比例2制备的Ti90Al6V4钛合金的抗拉强度为1000MPa，屈服强度为942MPa，伸长率为10.1％；实施例1制备的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的抗拉强度为1059MPa，屈服强度为976MPa，伸长率为14.9％。相比于对比例2制备的Ti90Al6V4合金，可知实施例1制备的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的室温塑性提高了47％，且抗拉强度提高了50MPa，屈服强度提高了34MPa。
相比于对比例3制备的Ti-Al-V钛合金测得的600℃高温抗拉强度为420MPa，屈服强度为375MPa，伸长率为25.0％，可知实施例1制备的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的600℃高温塑性提高了58.8％，且抗拉强度提高了125MPa，屈服强度提高了121MPa，其600℃高温力学性能明显高于Ti-Al-V合金。相比于工业Ti15(Ti89.5Al6.5Mo1V1Zr2(wt.％))钛合金测得的室温抗拉强度为910MPa，屈服强度为830MPa，伸长率为5.3％，可知实施例1制备的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的室温塑性提高了181％，且抗拉强度提高了149MPa，屈服强度提高了146MPa，其室温力学性能明显高于Ti15合金。
以上所述实施例仅表达本发明的实施方式，但不能因此而理解为对本发明专利的范围的限制，应当指出，对于本领域的技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些均属于本发明的保护范围。

Claims (2)

1.一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金，其特征在于，所述的钛合金元素原子百分比如下，Al：10.0at.％～12.5at.％，V：1.5at.％～2.2at.％，Zr：1.2at.％～3.5at.％，杂质元素的总量控制在0.5at.％以内，其余为Ti；且Al/(V+Zr)的原子百分数比例为4:1～2。
2.权利要求1所述的一种具有良好增材制造成形性能的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金的应用，其特征在于，所述的Ti-Al-V-Zr耐高温高强韧钛合金作为增材制造技术的主体材料。
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