CN113981296B - 一种Ti2AlNb基合金及其制备方法和应用 - Google Patents

Abstract

本发明涉及Ti₂AlNb基合金技术领域，尤其是涉及一种Ti₂AlNb基合金及其制备方法和应用。本发明的Ti₂AlNb基合金，主要由按质量百分比计的如下组分组成：Al 10%~11%、Nb 41%~43%、B 0.02%~0.06%、Ti 46%~48%。本发明通过对Ti₂AlNb基合金成分以及配比关系进行合理设计，在降低Nb含量的基础上，添加了微量的B元素，使Ti₂AlNb基合金具有良好的流动性，适用于铸造工艺，具有优异的充型性能，并且兼具良好的强度和塑性，可以达到Ti₂AlNb基合金对力学性能的要求。

Description

一种Ti2AlNb基合金及其制备方法和应用

技术领域

本发明涉及Ti₂AlNb基合金技术领域，尤其是涉及一种Ti₂AlNb基合金及其制备方法和应用。

背景技术

Ti₂AlNb基合金由于其较高的比强度、蠕变抗性、抗氧化性等优点，逐渐成为取代航空航天发动机用镍基高温合金的轻质高温发动机结构材料。目前，Ti₂AlNb合金航空发动机零件的工艺主要有锻造成形、铸造成形、粉末冶金和3D打印等。其中，铸造成形工艺既可节省成本，又可直接获得薄壁复杂结构件，可制备航空航天发动机用大尺寸机匣等零部件。

目前，在常规精密铸造工艺条件下，Ti₂AlNb合金铸件极易出现冷隔和浇不足等缺陷。现有技术沿用的Ti₂AlNb合金成分均基于锻造或粉末冶金工艺，如Ti-22Al-25Nb、Ti-22Al-24Nb-0.5Mo等，但锻造等其他工艺使用的Ti₂AlNb合金成分直接套用则会导致合金铸造充型性能不佳。虽然提升熔体浇注温度和型壳预热温度等工艺条件可一定程度改善充型性能，但同时会带来晶粒粗大、偏析严重、塑性较差等问题；过多的改变铸件结构则抵消了精密铸造近净成形的优势。

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一种Ti₂AlNb基合金，以完全或部分解决现有技术中存在的Ti₂AlNb合金不适用于铸造工艺的技术问题。

本发明的第二目的在于提供一种上述Ti₂AlNb基合金的制备方法。

本发明的第三目的在于提供上述Ti₂AlNb基合金在航空航天设备中的应用。

为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：

本发明提供了一种Ti₂AlNb基合金，主要由按质量百分比计的如下组分组成：Al10%~11%、Nb 41%~43%、B 0.02%~0.06%、Ti 46%~48%。

本发明还提供了所述的Ti₂AlNb基合金的制备方法，包括如下步骤：

（A）按比例配料后，采用一次真空自耗熔炼、二次真空自耗熔炼、三次真空凝壳熔炼的方法制备得到Ti₂AlNb基合金铸锭；

（B）将所述Ti₂AlNb基合金锭通过悬浮熔炼后浇注到铸型中，经热等静压处理和热处理后得到Ti₂AlNb基合金。

本发明还提供了所述的Ti₂AlNb基合金在航空航天设备中的应用。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

本发明提供了一种Ti₂AlNb基合金，通过对Ti₂AlNb基合金成分以及配比的合理设计，在降低Nb元素含量的基础上，添加0.02wt%~0.06wt%的B元素，降低了Ti₂AlNb基合金的熔点、密度、粘度和表面张力等，使其具有良好的流动性，可适用于铸造工艺，具有优异的充型性能，并且Ti₂AlNb基合金的晶粒尺寸较小，兼具良好的强度和塑性，可以达到Ti₂AlNb基合金对力学性能的要求。

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1制得的Ti₂AlNb基合金的组织的光学金相照片。

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。

下面对本发明实施例的一种Ti₂AlNb基合金及其制备方法和应用进行具体说明。

本发明的一些实施方式中提供了一种Ti₂AlNb基合金，主要由按质量百分比计的如下组分组成：Al 10%~11%、Nb 41%~43%、B 0.02%~0.06%、Ti 46%~48%。

在本发明的一些具体实施方式中，Al的质量百分数，典型但非限制性的，例如，可以为10%、10.1%、10.2%、10.3%、10.4%、10.5%、10.6%、10.7%、10.8%、10.9%和11%等等。

在本发明的一些具体实施方式中，Nb的质量百分数，典型但非限制性的，例如，可以为41%、41.2%、41.4%、41.6%、41.8%、42%、42.2%、42.4%、42.6%、42.8%和43%等等。

在本发明的一些具体实施方式中，B的质量百分数，典型但非限制性的，例如，可以为0.02%、0.025%、0.03%、0.035%、0.04%、0.045%、0.05%、0.055%和0.06%等等。

在本发明的一些具体实施方式中，Ti的质量百分数，典型但非限制性的，例如，可以为46%、46.2%、46.4%、46.6%、46.8%、47%、47.2%、47.4%、47.6%、47.8%和48%等等。

影响铸造流动性的因素有很多，在铸型和浇注条件相同时，合金的性质是一个根本的因素，具体包括合金的密度、熔点、热导率、粘度和表面张力等性质。本发明通过对Ti₂AlNb基合金的成分以及配比进行调整优化，使得到的具有良好的流动性，能够适用于铸造工艺，具有优异的充型性能，并且能够保证制得的Ti₂AlNb基合金的晶粒尺寸，同时兼具良好的强度和塑性，能够满足Ti₂AlNb基合金使用过程中对力学性能的要求。

本发明在降低了高熔点的Nb含量的基础上，添加微量的B元素。B元素加入后合金密度下降且熔点、液相点、固相点、热导率降低，合金的熔体的过热度增加，从而降低了合金的粘度；粘度在熔体充型的最后时间对流动性的影响较大，在充型的最后阶段通道面积变窄或液流中出现固液两相混合时液体以层流形式向前充型，此时粘度降低对流动性的改善效果较大。同时，B元素能够促进异质形核，有利于细小等轴晶生长而不利于粗大树枝晶生长，也会降低熔体的表面张力，并且B还可能吸附在合金熔体表面附近，通过改变溶液表面层质点力场的不对称性程度来降低表面能量。

本发明的Ti₂AlNb基合金，Nb含量降低使合金强度降低，但B的加入具有细化晶粒的作用，保证了合金强度维持较高水平。

为了得到铸造性能更加优异的Ti₂AlNb基合金，对各组分的含量进行了优化。

在本发明的一些实施方式中，上述Ti₂AlNb基合金，主要由按质量百分比计的如下组分组成：Al 10.5%~11%、Nb 41.2%~42.6%、B 0.02%~0.06%、Ti 46%~48%。

在本发明的一些具体的实施方式中，B的质量百分数为0.02wt%~0.05wt%。

在本发明的一些实施方式中，一种Ti₂AlNb基合金，主要由按原子百分比计的如下组分组成：Ti-22Al-24~25Nb-0.1~0.3B。

在本发明的一些实施方式中，调控Ti₂AlNb基合金铸造性能的方法，包括：在Ti₂AlNb基合金中加入B；优选地，B的加入量为0.02wt%~0.06wt%；更优选地，B的加入量为0.02wt%~0.05wt%。

本发明通过添加微量的B元素，降低了Ti₂AlNb基合金的熔点、粘度、表面张力，使熔体充型最后阶段液体以层流形式向前的距离增加，进而提高了熔体的流动性，改进了流动充型能力。

本发明B的添加量在0.02wt%~0.06wt%的范围内，当B含量高于0.06wt%时，对Ti₂AlNb基合金的铸造流动性没有更大的改善作用，并且在固液两相区析出一次硼化物，一次硼化物尺寸较大，会使合金室温塑性明显降低，而B含量低于0.02wt%时，对铸造流动性不具有明显的改善作用，并且对铸造合金晶粒细化作用不明显。

在本发明的一些实施方式中，Ti₂AlNb基合金还包括V。

V元素是β稳定元素，可替代Nb元素保证合金强度，同时可增加室温时B2相含量，保证室温塑性；V元素的添加，可以综合提升Ti₂AlNb基合金的流动性。

在本发明的一些实施方式中，Ti₂AlNb基合金中，V的质量百分数为0.001%~0.5%，典型但非限制性的，例如，可以为0.001%、0.1%、0.2%、0.3%、0.4%和0.5%等等；优选地，V的质量百分数为0.4%~0.5%。

在本发明的一些实施方式中，Ti₂AlNb基合金的晶粒尺寸为180~220μm。

在本发明的一些实施方式中，Ti₂AlNb基合金主要由B2基体相和O相板条组成；优选地，Ti₂AlNb基合金中O相的体积分数为60%~70%；更优选地，Ti₂AlNb基合金中O相的体积分数为62%~68%。

在本发明的一些实施方式中，Ti₂AlNb基合金中O相板条的尺寸3~3.5μm。

在本发明的一些实施方式中，Ti₂AlNb基合金中B元素处于固溶态和TiB/TiB₂棒状或块状析出相，其均匀分布在晶粒间，平均尺寸＜3μm。

在本发明的一些实施方式中，Ti₂AlNb基合金的室温抗拉强度为935~950MPa，室温延伸率为5.5%~6.5%。

本发明的一些实施方式中还提供了上述Ti₂AlNb基合金的制备方法，包括如下步骤：

（A）按比例配料后，采用一次真空自耗熔炼、二次真空自耗熔炼、三次真空凝壳熔炼的方法制备得到Ti₂AlNb基合金铸锭；

（B）将Ti₂AlNb基合金铸锭通过悬浮熔炼后浇注到铸型中，经热等静压处理、热处理后得到Ti₂AlNb基合金。

本发明通过采用特定的成分以及配比的Ti₂AlNb基合金配料，在经熔炼、热等静压处理和热处理步骤后，合金组织中的连续的B2基体上分布着尺寸呈正态分布的O相板条和弥散分布的硼化物，起到强化基体的作用，并且恰当比例的B2相基体起到协调变形的作用，使制得的Ti₂AlNb基合金具有较高的强度和塑性。

在本发明的一些实施方式中，步骤（B）中，热等静压处理的条件包括：于1150~1170℃，130~150MPa下热等静压处理1.5~3h。

在本发明的一些具体实施方式中，步骤（B）中，热等静压处理的条件包括：于1160℃，140MPa下热等静压处理2h。

在本发明的一些实施方式中，步骤（B）中，热处理的条件为：于970~990℃保温处理1.5~3h，炉冷。

在本发明的一些具体实施方式中，步骤（B）中，热处理的条件为：于980℃保温处理2h，炉冷。

在本发明的一些实施方式中还提供了上述Ti₂AlNb基合金在航空航天设备中的应用。

实施例1

本实施例提供了Ti₂AlNb基合金的制备，制得的Ti₂AlNb基合金成分见表1。

表1

合金编号	合金成分-质量百分数（%）配
		1#	Al 10.9%、Nb 41.2%、B 0.02%、余量Ti
2#	Al 10.9%、Nb 41.2%、B 0.04%、余量Ti
		3#	Al 10.9%、Nb 41.2%、B 0.06%、余量Ti
4#	Al 10.9%、Nb 41.2%、B 0.02%、V 0.5%、余量Ti

具体地，上述Ti₂AlNb基合金的制备方法包括如下步骤：

通过真空自耗+自耗+凝壳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、二次真空自耗熔炼、三次真空凝壳熔炼。铸锭所需的原材料包括：海绵钛、高纯铝豆、纯Nb屑、AlB中间合金、AlSi中间合金和AlV中间合金。首先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）+二次自耗（φ300mm）熔炼+三次凝壳熔炼得到1根φ150mm成分均匀一致的Ti₂AlNb基合金铸锭，然后切取一段20kg的Ti₂AlNb基合金铸锭，经过真空感应悬浮炉熔炼后浇注到铸型中，然后经热等静压处理和热处理后得到Ti₂AlNb基合金；其中热等静压处理的条件为：于1160℃，140MPa下热等静压处理2h；热处理的条件为：于980℃保温处理2h，炉冷。

对比例1

对比例提供了其他Ti₂AlNb基合金的制备，制得的Ti₂AlNb基合金成分见表2。

表2

合金编号	合金成分-质量百分数（%）
		5#	Al 10.9%、Nb 42.6%、余量Ti
6#	Al 10.9%、Nb 41.2%、B 0.01%、余量Ti
		7#	Al 10.9 %、Nb 41.2%、B 0.1%、余量Ti

上述Ti₂AlNb基合金的制备方法参考实施例1的制备方法。

试验例1

对实施例1中制得的Ti₂AlNb基合金（1#）进行电镜扫描测试，其结果如图1所示。

对实施例1和对比例1的合金（1#~7#）进行金相显微镜测试，采用截线法得到晶粒尺寸；采用扫描电镜背散射模式观察拍照，按衬度区别进行相尺寸和含量统计得到O相的体积分数、O相板条尺寸，其结果如表3所示。

表3

合金编号	晶粒尺寸（μm）	O相体积分数（%）	O相板条尺寸（μm）
				1#	220	63	3.4
2#	202	65	3.3
				3#	180	66	3.5
4#	213	68	3.2
				5#	300	65	3.5
6#	295	68	3.5
				7#	170	70	3.6

对实施例1（3#）和对比例1（7#）的合金采用扫描电镜背散射模式观察拍照，按衬度区别进行相尺寸和含量统计得到TiB/TiB₂析出相尺寸，其结果如表4所示。

表4

	3#	7#
			TiB/TiB<sub>2</sub>析出相尺寸（μm）	2.8	3.5

经过组织观察，本发明的实施例1制得的Ti₂AlNb基合金的平均晶粒尺寸约为200μm、组织组成为连续B2基体上分布着尺寸呈正态分布的O相板条，O相板条平均尺寸约为3.5μm，O相体积分数为65±3%，B元素处于固溶态和TiB/TiB₂棒状或块状析出相，均匀分布在晶粒间，平均尺寸小于3μm。

试验例2

对实施例1、对比例1中的Ti₂AlNb基合金（1#~7#）的抗拉强度、屈服强度、断后延伸率和铸造流动性充型长度进行测试，其结果记录至表5中。

其中，室温拉伸性能按照GB/T 228.1标准进行测试。流动性充型长度采用螺旋式流动性测试模型进行浇注试验，测试充型长度，Ti-10.9Al-42.6Nb合金（5#合金）的充型长度作为参照基础，得到1#~5#、7#~8#合金的铸造流动性改善效果。

表5

合金编号	抗拉强度（MPa）	屈服强度（MPa）	断后延伸率（%）	铸造流动性改善效果
					1#	935	810	6.0	+63mm
2#	942	820	5.5	+53mm
					3#	950	830	5.5	+40mm
4#	948	807	6.5	+35mm
					5#	909	787	3.6	-
6#	895	774	3.7	+13mm
					7#	821	760	1.3	+8mm

从表5可以看出，本发明实施例1中制得的Ti₂AlNb基合金的室温抗拉强度为935~950MPa，室温延伸率为5.5%~6.5%，同时具有良好的铸造流动性。通过1#~3#合金的对比可知，Ti₂AlNb基合金体系中，随着硼含量的增加，晶粒细化程度增加，强度增加，但硼化物含量增加，塑性略降低。通过1#和4#合金的比较可知，在1#合金体系的基础上添加一定的V，可进一步提高Ti₂AlNb基合金的强度和塑性。

综上所述，本发明通过合理设计Ti₂AlNb基合金成分以及配比关系，增加了合金的熔体流动时间，合金的热导率、密度、熔点、粘度、表面张力等降低，同时将晶粒尺寸细化至平均200μm左右，使临界固相率提高，细小的晶粒阻碍了粗大树枝晶的竞争生长，以上因素综合提升了铸造流动性；经热等静压和热处理后，保持了铸造形成的细小晶粒优势，使室温抗拉强度和室温延伸率得到明显的改善。

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 (7)

1.一种Ti₂AlNb基合金，其特征在于，主要由按质量百分比计的如下组分组成：Al 10.5%~11%、Nb 41.2%~42.6%、B 0.02%~0.06%、Ti 46%~48%；

所述Ti₂AlNb基合金主要由B2基体相和O相板条组成；

所述Ti₂AlNb基合金中O相的体积分数为60%~70%；

所述O相板条的尺寸3~3.5μm；

所述Ti₂AlNb基合金的室温抗拉强度为935~950MPa，室温延伸率为5.5%~6.5%。

2.根据权利要求1所述的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，所述Ti₂AlNb基合金还包括V。

3.根据权利要求1所述的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，V的质量百分数为0.001%~0.5%。

4.根据权利要求1所述的Ti₂AlNb基合金，其特征在于，所述Ti₂AlNb基合金的晶粒尺寸为180~220μm。

5.如权利要求1~4任一项所述的Ti₂AlNb基合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

（A）按比例配料后，采用一次真空自耗熔炼、二次真空自耗熔炼、三次真空凝壳熔炼的方法制备得到Ti₂AlNb基合金铸锭；

（B）将所述Ti₂AlNb基合金铸锭通过悬浮熔炼后浇注到铸型中，经热等静压处理和热处理后得到Ti₂AlNb基合金。

6.根据权利要求5所述的Ti₂AlNb基合金的制备方法，其特征在于，步骤（B）中，所述热等静压处理的条件包括：于1150~1170℃，130~150MPa下热等静压处理1.5~3h；

和/或，步骤（B）中，所述热处理的条件包括：于970~990℃保温处理1.5~3h，炉冷。

7.如权利要求1~4任一项所述的Ti₂AlNb基合金在航空航天设备中的应用。

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