CN116516212A - 一种高温高强的高Nb-TiAl合金的制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种适用于950‑1000℃服役温度下高温高强的高Nb‑TiAl合金的制备方法，属于TiAl高温合金领域。该金属材料的摩尔百分含量为Al：44～46at.％，Nb：4～9at.％，W：0.1‑1.5at％，Si：0.1‑1.8at.％，C：0.1‑0.9at.％，其余为Ti及不可避免的杂质元素。本发明公开的W、Si、C微合金化增强的高Nb含量TiAl合金具有良好的铸造性能和室温力学性能，且高温力学性能优异。相比未微合金化和单一元素微合金化的高Nb‑TiAl合金，本发明W、Si、C微合金化协同增强的TiAl合金在高温强度上有了极大提升，可将高Nb‑TiAl合金的服役温度从750℃提升至950‑1000℃，在轻质耐高温材料性能方面取得突破性进展，在航空发动机热端部件等领域具有重大的应用推广价值。
Description
技术领域
本发明涉及一种高温高强的高Nb-TiAl合金的制备方法，适用于950～1000℃的服役温度下的TiAl合金，属于轻质耐高温结构材料成分设计及制备领域。
背景技术
以TiAl金属间化合物为基的合金(也称TiAl合金)具有低密度、高比强度、高比弹性模量、良好的抗蠕变性及抗氧化等优点，是最具潜力的新一代航空、航天飞行器用轻质、高强、高温结构材料，已经部分取代镍基高温合金用于航空发动机的第6、7级低压涡轮叶片，减重效果显著，有效的提高了发动机的推重比。然而目前TiAl合金服役温度难以超过750℃，因此无法应用于更高工作温度下需要低密度高强度的构件上。北京科技大学陈国良院士组在研究中发现，向TiAl合金中添加高含量的Nb元素，可以大幅提高TiAl合金的有序化温度，从而提高TiAl合金的高温力学性能，并且Nb元素能通过促进Al与O原子的结合大大提高合金的高温抗氧化能力，形成了具有我国自主知识产权的高Nb-TiAl合金。然而，新一代高推重比先进航空发动机对轻质耐高温材料的使用温度提出了更高的需求，单纯高Nb含量的添加无法使TiAl合金在900℃以上高温满足强度的要求。针对航空发动机的低压涡轮叶片轻质耐高温材料的具体性能要求趋势为，900℃以上温度下仍具有较高的抗拉强度和较低的断后延伸率。
申请公布号为CN104878452A的中国发明专利申请公开了一种高温高强TiAl-Nb单晶及其制备方法，通过光悬浮定向凝固设备制得了900℃下高温高强的TiAl-Nb单晶，但其高强体现在900℃以下，且为单晶合金制备成本高昂，也面临制备设备昂贵和生产材料尺寸较小的问题，难以大规模工业化应用。因此，开发可低成本生产、更高服役温度下的高温高强TiAl是下一步的重点。
微合金化是进一步提升高Nb-TiAl合金使用温度的有效方法，W、C、Si等元素的加入能够为高Nb-TiAl合金高温性能的提升带来积极作用。有研究表明，W元素的加入有利于TiAl合金更高温下的抗氧化性能提升；Si元素的加入能够改善熔融态TiAl合金的流动性，并能提高其高温抗蠕变性能和抗氧化性能；C作为间隙固溶元素的加入能够起到强烈的固溶强化效果，从而提升TiAl合金的高温强度。但这些作用都只是在某一方面对合金起有利作用，且单一的添加其性能提升有限，实际更多的组合添加作用并不清楚，对合金性能的影响也不明确。本发明在总结前人的基础上，根据自己的实验结果进一步的发现以及利用这些元素的作用，结合低成本制备的方法，找出最优的成分配比，协同的提升合金性能，增加合金的可使用温度，拓宽合金的使用范围。
因此，对传统高Nb-TiAl合金的成分进行设计，多组元协同增强以获得900℃温度以上使用的低成本高强轻质耐高温材料，成为了TiAl合金扩宽应用温度范围的技术关键点。
发明内容
本发明的目的是提供一种高温高强的高Nb-TiAl合金及其制备方法，是一种轻质耐高温结构材料，其服役温度可达950～1000℃。
为了提高高Nb-TiAl合金在950-1000℃下的强度，本发明在高Nb-TiAl合金材料中加入了微量元素W、Si、C，通过固溶强化和析出强化极大提高了TiAl合金在950-1000℃下的强度，使得TiAl合金轻质耐高温材料的使用温度被提升。
一种高温高强的高Nb-TiAl合金的制备方法，其特征在于，合金成分质量百分比为：Al含量为44～46at.％，Nb含量为4～9at.％，W含量为0.1～1.5at.％，Si含量为0.1～1.8at.％，C含量为0.1～0.9at.％，余量为Ti和不可避免的杂质元素；合金锭通过水冷铜坩埚真空感应悬浮熔炼炉熔炼制备。
进一步地，如上所述高Nb-TiAl合金的制备方法，具体实施过程如下：
步骤一、将海绵钛、高纯铝、钨粉、硅粉、碳化钛或碳粉、铝铌中间合金按配比称取；
步骤二、将步骤一称得原料均匀布料于水冷铜坩埚中，进行熔炼，熔炼完成后在坩埚内冷却；
步骤三、将步骤二所得的初次熔炼合金铸锭取出倒置于水冷铜坩埚真空感应熔炼炉内二次熔炼，并浇注到模具中得到合金铸锭。
进一步地，所述高Nb-TiAl合金铸锭中氧含量不高于1000ppm，合金锭整体成分均匀。
进一步地，所述高Nb-TiAl合金铸态组织，是由α2和γ相组成的近全片层组织，且合金组织中分布着原位析出的微米级和纳米级硅化物。
进一步地，采用如上所述方法制备的高Nb-TiAl合金铸锭室温抗拉强度400-700MPa，断后延伸率0-0.2％，950℃抗拉强度550-650MPa，断后延伸率1.0-8.0％，1000℃抗拉强度可达490MPa，断后延伸率8.1％。
进一步地，高Nb-TiAl合金原子百分比为Ti-45Al-8Nb-0.6W-0.8Si-0.4C，铸造组织见图1，取靠近合金锭圆周外围材料进行室温拉伸实验，拉伸速率为1.0×10-4s-1，抗拉强度为617MPa，断后延伸率为0.12％；950℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为646MPa，断后延伸率为1.4％，拉伸曲线见图2,；1000℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为491MPa，断后延伸率为8.1％，拉伸曲线见图3。由此可见，加了微量元素W、Si、C后，所述高Nb-TiAl合金经950℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度达646MPa，断后延伸率仅为1.4％，(注意，叶片在使用过程中，不单要使高Nb-TiAl合金叶片在高温下不断裂，还要保持叶片不易变形，所以必须控制好叶片的断后延伸率)。
由于采用以上技术手段，使得发明具有以下优势：
(1)通过设计一种多元素协同增强的微合金化高Nb-TiAl合金材料，通过固溶强化和析出强化极大提高了TiAl合金在950-1000℃下的强度，使得高Nb-TiAl合金轻质耐高温材料的使用温度被提升；
(2)该制备方法生产的高温高强高Nb-TiAl合金锭尺寸大，满足合金铸造流动性、充填性以及950～1000℃使用温度下高温力学性能的要求。可应用于航空发动机燃烧室机匣、发动机低压涡轮叶片、汽车发动机增压涡轮等部件应用，极具应用推广价值；
(3)制备工艺简单、流程短，生产设备要求低、操作简便，工业化生产成本低。
附图说明
图1：Ti-45Al-8Nb-0.6W-0.8Si-0.4C高Nb-TiAl合金铸造组织；
图2：Ti-45Al-8Nb-0.6W-0.8Si-0.4C高Nb-TiAl合金950℃下拉伸曲线；
图3：Ti-45Al-8Nb-0.6W-0.8Si-0.4C高Nb-TiAl合金1000℃下拉伸曲线。
具体实施方案
下面结合实施例对本发明的技术方案进一步说明，但本发明并不限于以下实施例。
实施例1
步骤一、将海绵钛、高纯铝、钨粉、硅粉、碳化钛或碳粉、铝铌中间合金按Ti-45Al-8Nb-0.3W-0.8Si-0.3C(原子百分比)配比称取；
步骤二、将步骤一称得原料均匀布料于水冷铜坩埚中，进行熔炼，熔炼完成后在坩埚内冷却；
步骤三、将步骤二所得的初次熔炼合金铸锭取出倒置于水冷铜坩埚真空感应熔炼炉内二次熔炼，并浇注到模具中得到合金铸锭。
取靠近合金锭圆周外围材料进行室温拉伸实验，拉伸速率为1.0×10-4s-1，抗拉强度为602MPa，断后延伸率为0.11％；950℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为616MPa，断后延伸率为6.8％。
实施例2
采用与实施例1相同的制备方法，制备成分为
Ti-45Al-8Nb-0.6W-0.8Si-0.3C(原子百分比)合金，取靠近合金锭圆周外围材料进行室温拉伸实验，拉伸速率为1.0×10-4s-1，抗拉强度为686MPa，断后延伸率为0.18％；950℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为637MPa，断后延伸率为7.2％。
实施例3
采用与实施例1相同的制备方法，制备成分为
Ti-45Al-8Nb-0.9W-0.8Si-0.3C(原子百分比)合金，取靠近合金锭圆周外围材料进行室温拉伸实验，拉伸速率为1.0×10-4s-1，抗拉强度为480MPa，断后延伸率为0.02％；950℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为590MPa，断后延伸率为2.5％。
实施例4
采用与实施例1相同的制备方法，制备成分为
Ti-45Al-8Nb-0.6W-0.8Si-0.4C(原子百分比)合金，铸造组织见图1，取靠近合金锭圆周外围材料进行室温拉伸实验，拉伸速率为1.0×10-4s-1，抗拉强度为617MPa，断后延伸率为0.12％；950℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为646MPa，断后延伸率为1.4％，拉伸曲线见图2,；1000℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为491MPa，断后延伸率为8.1％，拉伸曲线见图3。
表1给出了本发明4个实施例成分及其他4种不同高温钛铝合金在950℃高温条件下拉伸性能对比。
表1
从表1给出的不同材料的实施例中可以看出，本发明实施例950℃以上拉伸性能抗拉强度Rm均超过或接近600MPa，远高于其他高Nb-TiAl合金材料的抗拉强度。
本实施方案并非是本发明的限制，本发明并不仅限于上述例，特别是从冶炼方法的角度出发，不排除本发明领域的技术人员在本发明成分范围内采用除真空感应悬浮熔炼炉熔炼后铸造法之外的其他冶炼加工方法生产出的Nb-TiAl合金，凡是在本发明成分范围内所做出的成分组合变化，也属于本发明的保护范围。
Claims (6)
1.一种高温高强的高Nb-TiAl合金的制备方法，其特征在于，合金成分质量百分比为：Al含量为44～46at.％，Nb含量为4～9at.％，W含量为0.1～1.5at.％，Si含量为0.1～1.8at.％，C含量为0.1～0.9at.％，余量为Ti和不可避免的杂质元素；合金锭通过水冷铜坩埚真空感应悬浮熔炼炉熔炼制备。
2.根据权利要求1所述的一种高温高强的高Nb-TiAl合金的制备方法，其特征在于，该成分配比范围内的高Nb-TiAl合金锭通过水冷铜坩埚真空感应悬浮熔炼炉正反两次熔炼制备，具体制备步骤如下：
步骤一、将海绵钛、高纯铝、钨粉、硅粉、碳化钛或碳粉、铝铌中间合金按配比称取；
步骤二、将步骤一称得原料均匀布料于水冷铜坩埚中，进行熔炼，熔炼完成后在坩埚内冷却；
步骤三、将步骤二所得的初次熔炼合金铸锭取出倒置于水冷铜坩埚内二次熔炼，并浇注到模具中得到合金铸锭。
3.根据权利要求2所述的高Nb-TiAl合金的制备方法，其特征在于，所述高Nb-TiAl合金的铸锭中氧含量不高于1000ppm，合金锭整体成分均匀。
4.根据权利要求2所述的高Nb-TiAl合金的制备方法，其特征在于该TiAl合金铸造后表现为由α2和γ相组成的近全片层组织，且Al元素偏析位置分布着析出的微米及纳米级硅化物。
5.根据权利要求2所述的高Nb-TiAl合金的制备方法，其特征在于，所述高Nb-TiAl合金铸锭室温抗拉强度400-700MPa，断后延伸率0-0.2％，950℃抗拉强度550-650MPa，断后延伸率1.0-8.0％，1000℃抗拉强度可达490MPa，断后延伸率8.1％。
6.根据权利要求2所述的高Nb-TiAl合金的制备方法，其特征在于，所述高Nb-TiAl合金铸锭原子百分比为Ti-45Al-8Nb-0.6W-0.8Si-0.4C，取靠近合金锭圆周外围材料进行室温拉伸实验，拉伸速率为1.0×10-4s-1，抗拉强度为617MPa，断后延伸率为0.12％；950℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为646MPa，断后延伸率为1.4％，1000℃高温拉伸实验，拉伸速率为5.0×10-4s-1，抗拉强度为491MPa，断后延伸率为8.1％。
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