CN118186255A

CN118186255A - 一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金

Info

Publication number: CN118186255A
Application number: CN202410307434.XA
Authority: CN
Inventors: 胡锐; 高子彤; 邹航; 周咪
Original assignee: Northwestern Polytechnical University
Current assignee: Northwestern Polytechnical University
Priority date: 2024-03-18
Filing date: 2024-03-18
Publication date: 2024-06-14

Abstract

提供一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，属于高温轻质结构材料技术领域。该低钽中铌TiAl合金由Ti、Al、Ta、Nb、其他合金化元素X以及细化剂元素Z的成分组成，其中各成分的原子百分比为：Al含量为46.7～48.4％；Nb与Ta含量共计2.0～5.0％，其中Ta含量为0.1％≤Ta＜0.5％，Nb、Ta、X、Z含量共计在2.0～6.0％，X、Z的含量可以为0.0％；其余为Ti。本发明通过控制TiAl合金的Al元素含量，同时添加合适含量的Nb、Ta元素，控制合金化元素总计含量中合金化范围，以及降低并限制现有技术中含钽TiAl合金的Ta元素含量，从而克服现有技术上述的各种问题，提升了TiAl合金在800℃以上的高温性能，使其满足适用于800℃以上的要求。

Description

一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金

技术领域

本发明属于高温轻质结构材料技术领域，具体涉及一种适用于800℃以上的具有高温高强抗氧化特性的低钽中铌含量的TiAl合金。

背景技术

TiAl合金以其优异的高温力学性能，良好的抗氧化性能，以及镍基高温合金一半左右的密度的独特优势，被认为是在700℃～1000℃范围内取代目前广泛使用的镍基高温合金，实现高温结构减重的唯一候选材料。然而，二元TiAl合金在700℃及以上的温度，以及目前使用于GEnx航空发动机的TiAl合金4822合金(成分为Ti-48Al-2Nb-2Cr(at.％)(原子百分比))(B.P.Bewlay et.al.,TiAl Alloys in Commercial Aircraft Engines,Materials at High Temperature,2016,33:549-559.)在800℃及以上的温度使用时，抗氧化性能与高温强度会迅速下降。因此，进一步提高TiAl合金的高温力学性能以及高温抗氧化性能十分关键。

添加除Ti、Al元素之外的合金化元素被认为是改善TiAl合金高温性能的重要手段。研究发现，TiAl合金高温性能的提升与添加的合金化元素的数量与种类有关。低合金化TiAl合金由于其合金化元素含量总计低于2at.％，其高温强度与抗氧化能力在二元TiAl合金的基础上并没有明显提高，难以满足高温性能提高的需求。

中合金化TiAl合金的合金化元素含量总计在2～6at.％之间，包括美国开发的4822合金、英国开发的成分为Ti-45Al-2Nb-2Mn-1B(at.％)的45XD合金(Z.W.Huang etal.Thermal Stability of an Intermediate Strength Fully Lamellar Ti-45Al-2Mn-2Nb-0.8vol.％TiB₂ Alloy,Intermetallics,2014,54:49-55.)、以及欧洲等国联合开发的成分为Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B(at.％)的TNM合金(H.Clemens,Design,Processing,Microstructure,Properties,and Applications of Advanced Intermetallic TiAlAlloys,Advanced Engineering Materials,2013,15:191-215)等。上述合金通过中等含量的合金化元素添加，尤其是Nb元素的添加，一定程度上提高了合金的高温强度与抗氧化能力。但是由于合金化元素含量仍然不足，中合金化TiAl合金800℃及以上的温度使用时，其高温性能，尤其是抗氧化性能会迅速下降，不能满足使用于800℃以上的需求。例如，西北工业大学在中国发明专利(专利号CN201410598345.1)中提及的具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金，其Al含量为48.29～48.4％，合金化元素Nb为3～5％，Cr为1.9～2％，N为0.6～0.8％，B为0.1～0.3％，所述均为原子百分比含量。发明人研究发现，该合金由于Nb含量不够高，在800℃及以上的温度时的高温强度与抗氧化性能会迅速下降，因此合金的使用温度被限制在800℃以下。

为了进一步提高TiAl合金的高温性能，学界通过高含量合金化元素的添加，尤其是高含量Nb元素的添加，设计了高合金化TiAl合金，其典型代表为我国北京科技大学等单位开发的成分为Ti-45Al-(8～10)Nb-(W,B,C,Y)(at.％)的高铌TiAl合金(一种高温高性能高铌钛铝合金，中国发明专利，专利号CN01134629.9)。由于大量Nb元素的添加，该合金的高温强度与抗氧化性能得到了显著提升，可将高合金化TiAl合金的适用温度提升至900℃。然而，大量合金化元素，例如大量Nb的添加，一方面严重加剧了合金的凝固偏析与组织不均匀性，以及诱发脆性B2相的形成，极易导致铸锭开裂(G.L.Chen et al.,Microsegregationin High Nb Containing TiAl Alloy Ingots beyond Laboratory Scale,Intermetallics,2007,15:625-631.)；一方面会在800～900℃(该合金的目标使用温度)诱发脆性ω_o相的形成，降低了合金在800℃以上的组织稳定性(L.Song et al.,Orderedα₂toω_o Phase Transformations in High Nb-containing TiAl Alloys,Acta Materialia,2015,91:330-339.)。可以发现，高合金化给TiAl合金带来的高温性能提升明显，但是引发的问题亦不可忽视。基于此，需要开发一种中合金化元素含量的TiAl合金，在避免高合金化带来的危害的同时，具有足够的高温强度与抗氧化能力，满足适用于800℃以上的要求。

研究发现，Ta元素的添加可以有效地提高TiAl合金的高温性能。例如，英国伯明翰大学研究了只含Ta作为合金化元素的Ti-46Al-8Ta(at.％)的高钽TiAl合金，发现其相比只含Nb作为合金化元素的Ti-46Al-8Nb(at.％)合金具有更好的高温力学性能(H.Saageet.al.,Microstructures and tensile properties of massively transformed andaged Ti46Al8Nb and Ti46Al8Ta alloys,Intermetallics,2009,17:32-38.)。又如，Ti-44.8Al-6.6Ta(at.％)合金在800～1000℃的高温抗氧化性能显著优于Ti-45.2Al-7.2Nb(at.％)合金(D.Vojtech et.al.,Comparison of Nb-and Ta-Effectiveness forImprovement of the Cyclic Oxidation Resistance of TiAl-based Intermetallics,2011,19:493-501.)。因此认为，相比于Nb元素，Ta元素的添加对于TiAl合金高温性能提高的提高效果更为显著。然而，研究发现，高含量Ta的添加(大于3at.％)相较同样含量Nb的添加，会导致合金产生更加严重的凝固偏析与组织不均匀性，以及诱发脆性B2相与ω_o相的形成，损害TiAl合金的高温性能与适用性(M.H.Loretto et.al.,Deformation ofMicrostructurally Refined Cast Ti46Al8Nb and Ti46Al8Ta,Intermetallics,2012,23:1-11.)。因而，高含量Ta添加于TiAl合金从而使其适用于800℃的思路不可行。

基于此，西北工业大学在前述具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金的基础上，开发了在中国发明专利(专利号：CN201710305177.6)中提及的一种适用于800℃的铸造γ-TiAl合金，其Al含量为48.5～49.9％，合金化元素Nb含量为3.2～4.0％，Ta为0.5～2.0％，B为0.1～0.2％，所述均为原子百分比含量。这种合金由于少量Ta的添加，提高了TiAl合金的高温力学性能与抗氧化能力，满足了800℃下使用的要求。然而，经发明人研究发现，该合金的Al含量不低于48.5at.％，会导致这种合金的显微组织粗大，片层间距变宽，从而降低合金在800℃以上的高温力学性能；该合金的Nb与Ta合计含量为3.7～6.0at.％，尤其是Nb与Ta合计含量>5.0at.％时，容易在800～900℃的高温条件下，在合金显微组织中诱发产生脆性B2相与ω_o相，损耗合金的高温适用性。因此，该合金不能满足在800℃以上使用的要求。

国内西安石油大学在中国发明专利(专利号：CN20211159803.9，专利名称：一种精确控制亚稳组织稳定化实现γ-TiAl合金细化的方法)中提及的一种TiAl合金，其成分为：47.0～48.5％的Al，1.0～2.5％的Nb，0.0～2.0％的Cr，1.0～3.0％的Ta，0.01～0.1％的B，余量为Ti，所述均为原子百分比。针对这种TiAl合金，发明人经研究发现，尽管该合金中不含脆性B2相与ω_o相，但是由于1.0～3.0％的Ta的添加，合金的组织仍然存在较为严重的凝固偏析与组织不均匀特征，损害了合金的高温力学性能，因此，该合金同样不能满足在800℃以上使用的要求。

国内西北有色金属研究院的研究人员开发了Ti-46.5Al-3Ta-2Cr-0.2W合金(Y.Y.Luo et.al.,Microstructure,Mechanical Properties and Oxidation Behaviorof a Hot-Extruded TiAl Containing Ta,Rare Metal Materials and Engineering,2015,44:282-287.)。这种合金能够满足800℃下使用的要求。然而申请人研究发现，该合金的Al含量为46.5at.％，过低的Al含量容易导致合金组织中存在脆性B2相与ω_o相，损害合金的高温适用性；该合金较低的Ta含量以及未添加Nb使得合金在高于800℃的环境中的抗氧化能力与高温强度不足。因此，该合金同样不能满足在800℃以上使用的要求。

基于上述问题，本发明创造开发出一种适用温度至800℃以上的中合金化的低钽中铌含量的TiAl合金，来提高TiAl合金性能使其适用温度至800℃以上。

发明内容

本发明解决的技术问题：提供一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，本发明的目的在于通过控制TiAl合金的Al元素含量，同时添加合适含量的Nb、Ta元素，控制合金化元素总计含量在中合金化含量范围，以及降低并限制现有技术中含钽TiAl合金的Ta元素含量，从而克服现有技术上述的各种问题，提升了TiAl合金在800℃以上的高温性能，使其满足适用于800℃以上的要求。

为达到上述目的，本发明采用的技术方案：

一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，该低钽中铌TiAl合金由Ti、Al、Ta、Nb、其他合金化元素X以及细化剂元素Z的成分组成，其中各成分的原子百分比为：Al含量为46.7～48.4％；Nb与Ta含量共计2.0～5.0％，其中Ta含量为0.1％≤Ta＜0.5％，Nb、Ta、X、Z含量共计在2.0～6.0％，X、Z的含量可以为0.0％；其余为Ti。

其中，所述低钽中铌TiAl合金组织仅由α₂和γ两种相组成，γ相体积分数大于等于80％，完全不含B2相与ω_o相。

进一步地，所述其他合金化元素X包括V，Cr，Mn元素中的零种或多种。

进一步地，所述细化剂元素Z包括B、C、Si元素中的零种或多种。

一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，该低钽中铌TiAl合金铸锭的制备包括以下步骤：

1)合金熔炼的原料根据合金成分配比与合金锭尺寸计算换算而得，各原料杂质含量不高于0.05％，原料重量总和为原料名义总重量；

2)采用真空熔炼炉，在真空度(2～5)×10^-3洗炉，充氩0.5～0.8大气压的条件下，反复熔炼4～8次将其熔炼至规定尺寸、成分均匀的合金铸锭；其中，为避免合金熔炼过程中因铝烧损导致的成分偏差，按照工艺设计的熔炼炉次，在熔炼之前一次性添加名义总重量的千分之一每炉次质量的铝作为烧损补充。

本发明与现有技术相比的优点：

1、本方案中低钽中铌含量的TiAl合金在800℃以上具有良好的高温性能：800℃下拉伸屈服强度不低于380MPa，900℃下拉伸屈服强度不低于330MPa，1000℃下拉伸屈服强度不低于260MPa；800℃下100小时氧化增重不高于0.35mg·cm^-2，900℃下100小时氧化增重不高于1.1mg·cm^-2，1000℃下100小时氧化增重不高于2.8mg·cm^-2；能够满足适用于800℃以上的要求；

2、本方案中低钽中铌含量的TiAl合金在800℃以上的高温抗氧化性能具有显著优势。该合金与4822合金、TNM合金、Ti-46.5Al-3Ta-2Cr-0.2W合金、高铌TiAl合金的高温抗氧化能力的对比如图3所示。可见该合金在900℃下100小时，900℃下200小时的高温氧化条件下的氧化增重，始终低于4822合金以及TNM合金的氧化增重，优势在1～2倍左右；始终低于Ti-46.5Al-3Ta-2Cr-0.2W合金的氧化增重，优势在20％左右；略低于高铌TiAl合金的氧化增重，优势在10％左右。相同条件下合金的氧化增重越低，合金的抗氧化能力越强，可见该合金具有优异的高温抗氧化能力；

3、本方案中低钽中铌含量的TiAl合金在800℃以上的高温力学具有优势。该合金与4822合金及45XD合金的高温力学性能的对比如图4所示。相比目前已应用于GEnx航空发动机的4822合金，该合金在800℃以上的条件下，高温拉伸屈服强度提升60％左右；相比45XD合金，该合金在800℃时的拉伸屈服强度略高于45XD合金，而在800℃以上的条件下，该合金的拉伸屈服强度始终高于45XD合金，且随温度升高的衰减更慢，1000℃的条件下该合金的拉伸屈服强度是45XD合金的1.3倍左右。相同条件下合金的高温拉伸屈服强度越高，合金的高温力学性能越强，可见该合金具有良好的高温力学性能；

4、本方案基于对Al含量以及各种合金化元素对于TiAl合金相组成、凝固方式、组织特征、高温抗氧化性能、以及高温力学性能等影响的研究，对合金元素含量进行了精确的设计与控制，尤其是降低并限制现有技术中含钽TiAl合金的Ta元素含量至0.1％≤Ta＜0.5％，克服了现有技术上述的各种问题，提升了低钽中铌含量的TiAl合金在800℃以上的高温性能，使其满足适用于800℃以上的要求。

附图说明

图1为本发明中的实施例一、实施例二、实施例三合金的凝固组织的扫描电镜照片，其中图1(a)对应实施例一合金，图1(b)对应实施例二合金，图1(c)对应实施例三合金。可见三种合金的凝固组织均不存在严重的难以消除的凝固偏析；

图2为本发明中的实施例一、实施例二、实施例三合金在900℃拉伸断裂后的透射电镜照片，其中图2(a)对应实施例一合金，图2(b)对应实施例二合金，图2(c)对应实施例三合金。可见三种合金的透射电镜显微组织均仅含α₂相与γ相，不含任何B2相与ω_o相；

图3为本发明中的实施例一、实施例二、实施例三合金与4822合金、TNM合金、高铌TiAl合金、Ti-46.5Al-3Ta-2Cr-0.2W合金在900℃100h以及900℃200h条件下的高温氧化增重对比；

图4为本发明中的实施例一、实施例二、实施例三合金与典型的TiAl合金4822合金以及45XD合金在800℃、900℃以及1000℃条件下的高温拉伸屈服强度对比。

具体实施方式

下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。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它实施例，都属于本发明保护的范围。

请参阅图1-4，详述本发明的实施例。

本发明中低钽中铌TiAl合金组织仅由α₂和γ两种相组成，γ相体积分数大于等于80％，完全不含B2相与ω_o相，不存在严重的凝固偏析与组织不均匀性，合金的铸造组织如图1所示。

本发明中TiAl合金的Al含量优选为46.7～48.4％，其成分区间设计依据在于：经过研究发现：(1)当Al含量低于46.7％时，合金由过包晶凝固转变为亚包晶凝固，会残余包晶β相，导致之后的冷却过程中容易形成脆性B2相，损害合金高温力学性能；(2)当Al含量高于48.4％时，高的Al含量会导致合金的显微组织粗大，片层间距变宽，组织发生粗化退化，从而降低高温力学性能。

本发明中TiAl合金的Ta含量优选为0.1％≤Ta＜0.5％，其成分区间设计依据在于：经过研究发现：(1)TiAl中Ta含量大于等于0.5％时，会导致合金产生严重的凝固偏析与组织不均匀性，尤其至当Ta含量高于3％时，还会诱发脆性B2相与ω_o相的形成，两者均会损害合金的高温性能；(2)大于等于0.1％，小于0.5％含量的Ta的添加足以提升TiAl合金抗氧化性能满足高至900℃适用的要求。

本发明TiAl合金的Nb与Ta含量共计2.0～5.0％，其成分区间设计依据在于：经过研究发现：(1)高于5.0％的Nb与Ta合计添加容易导致合金产生严重的难以消除的凝固偏析以及容易诱导产生脆性B2相与ω_o相，损害合金的高温适用性；(2)低于5.0％的Nb的单独添加，对合金起高温强度与抗氧化性能提升效果不足，不能满足TiAl合金适用于800℃以上的要求；(3)共计2.0～5.0％的Nb与Ta共同添加的TiAl合金，相较相同含量的Nb单独添加的合金，其高温力学性能与抗氧化能力均提升，能够满足TiAl合金高至900℃适用的要求。

本发明中其他合金化元素X包括V，Cr，Mn元素中的零种或多种，其添加于TiAl合金中有助于合金室温塑性的改善。

本发明中的细化剂元素Z为TiAl合金中常见的起凝固晶粒细化作用的元素，包括B、C、Si元素中的零种或多种，其添加于TiAl合金中有助于合金凝固晶粒的细化。

本发明中的合金化元素总计含量在2.0～6.0％，其成分区间设计依据在于：避免合金化元素总计含量低于2.0％时，TiAl合金高温性能不足的问题，以及合金化元素总计含量高于6.0％时，TiAl合金严重凝固偏析与组织不均匀性，以及诱发脆性B2相与ω_o相的形成，损害TiAl合金的高温性能与适用性的问题。

1)合金熔炼的原料根据合金成分配比与合金锭尺寸计算换算而得，各原料杂质含量不高于0.05％，原料重量总和为原料名义总重量。

例如：一种原料组合为0级海绵钛、99.99％纯度铝豆、99.99％纯度铌板、铝钽中间合金为60％Al-40％Ta，杂质小于0.05％，99.99％纯度硼化钛粉或99.95％纯度铬颗粒或99.95％纯度树枝晶状钒或99.99％纯度硅粉；

2)采用真空熔炼炉，在真空度(2～5)×10^-3洗炉，充氩0.5～0.8大气压的条件下，反复熔炼4～8次将其熔炼至规定尺寸、成分均匀的合金铸锭；其中，为避免合金熔炼过程中因铝烧损导致的成分偏差，按照工艺设计的熔炼炉次，在熔炼之前一次性添加名义总重量的千分之一每炉次质量的铝作为烧损补充；例：熔炼6炉次，额外添加名义总重量的千分之六质量的铝。

其中，真空熔炼炉可以采用真空自耗电弧熔炼炉或真空水冷感应熔炼炉或真空非自耗熔炼炉，实际应用中也不限于上述三种设备。

本发明的低钽中铌含量的TiAl合金，其合金锭是由铸造技术获得的。用于熔炼合金锭的各种原料的重量由合金成分与合金锭尺寸计算换算得到，其总和为原料名义总重量。在此基础上，为了避免合金熔炼过程中因铝烧损导致的成分偏差，需额外添加重量为上述原料名义总重量的千分之一/每炉次的铝原料作为铝烧损的补充。合金锭后续的热加工、热处理、粉末冶金、增材制造等制备手段没有具体特别的要求，可以适用于TiAl合金各种制备加工方法的通用手段。

实施例一：

本实施例是一种适用于800℃以上的低钽中铌含量的TiAl合金，其成分为Ti-48.2Al-1.9Nb-0.1Ta-0.01B，均为原子百分比含量。

合金熔炼的原料为0级海绵钛、99.99％纯度铝豆、99.99％纯度铌板、铝钽中间合金(60％Al-40％Ta，杂质小于0.05％)，99.99％纯度硼化钛粉。采用真空自耗电弧熔炼炉，在真空度5×10^-3洗炉，充氩0.5大气压的条件下，反复熔炼4次将其熔炼成尺寸为φ200×800mm的，成分均匀的合金铸锭。根据合金成分与合金锭尺寸计算换算，各种原料的名义总重量约为100.5kg，为了避免合金熔炼过程中因铝烧损导致的成分偏差，在熔炼之前额外添加了0.402kg的铝豆作为熔炼过程中铝烧损的补充。

图1(a)所示的是该合金凝固组织的扫描电镜照片，可见该合金不存在严重的难以消除的凝固偏析。

图2(a)所示的是该合金在900℃拉伸断裂后的透射电镜照片，可见该合金仅由α₂相与γ相组成，不含任何B2相与ω_o相。

该合金具有优异的高温抗氧化能力。图3展示了该合金与其他典型TiAl合金在900℃100h以及900℃200h条件下的氧化增重对比。可见该合金在900℃下100小时，900℃下200小时的高温氧化条件下的氧化增重，始终低于4822合金、TNM合金、以及Ti-46.5Al-3Ta-2Cr-0.2W合金的氧化增重；略低于高铌TiAl合金的氧化增重。该合金具有良好的高温力学性能，图4展示了该合金与其他典型TiAl合金在800℃、900℃、以及1000℃条件下的高温拉伸屈服强度对比。可见该合金在800℃以上的强度始终高于4822合金以及45XD合金，且随温度升高的衰减更慢。可见该合金适用于800℃以上。

实施例二：

本实施例是一种适用于800℃以上的低钽中铌含量的TiAl合金，其成分为Ti-46.8Al-4.5Nb-0.49Ta-1Cr，均为原子百分比含量。

合金熔炼的原料为0级海绵钛、99.99％纯度铝豆、99.99％纯度铌板、铝钽中间合金(60％Al-40％Ta，杂质小于0.05％)，99.95％纯度铬颗粒。采用真空水冷感应熔炼炉，在真空度2×10^-3洗炉，充氩0.8大气压的条件下，反复熔炼8次将其熔炼成尺寸为φ160×200mm的，成分均匀的合金铸锭。根据合金成分与合金锭尺寸计算换算，各种原料的名义总重量约为16.2kg，为了避免合金熔炼过程中因铝烧损导致的成分偏差，在熔炼之前额外添加了0.1296kg的铝豆作为熔炼过程中铝烧损的补充。

图1(b)所示的是该合金凝固组织的上扫描电镜照片，可见该合金不存在严重的难以消除的凝固偏析。

图2(b)所示的是该合金在900℃拉伸断裂后的透射电镜照片，可见该合金仅由α₂相与γ相组成，不含任何B2相与ω_o相。

实施例三：

本实施例是一种适用于800℃以上的低钽中铌含量的TiAl合金，其成分为Ti-47.4Al-3Nb-0.3Ta-1V-0.02Si，均为原子百分比含量。

合金熔炼的原料为0级海绵钛、99.99％纯度铝豆、99.99％纯度铌板、铝钽中间合金(60％Al-40％Ta，杂质小于0.05％)，99.95％纯度树枝晶状钒，99.99％纯度硅粉，各种原料的添加量与合金名义成分相对应。采用真空非自耗熔炼炉，在真空度2×10^-3洗炉，充氩0.8大气压的条件下，反复熔炼6次将其熔炼成尺寸为φ120×100mm的，成分均匀的合金铸锭。根据合金成分与合金锭尺寸计算换算，各种原料的名义总重量约为4.5kg，为了避免合金熔炼过程中因铝烧损导致的成分偏差，在熔炼之前额外添加了0.027kg的铝豆作为熔炼过程中铝烧损的补充。

图1(c)所示的是该合金凝固组织的上扫描电镜照片，可见该合金不存在严重的难以消除的凝固偏析。

图2(c)所示的是该合金在900℃拉伸断裂后的透射电镜照片，可见该合金仅由α₂相与γ相组成，不含任何B2相与ω_o相。

对于本领域技术人员而言，显然本发明不限于上述示范性实施例的细节，而且在不背离本发明的精神或基本特征的情况下，能够以其它的具体形式实现本发明。因此，无论从哪一点来看，均应将实施例看作是示范性的，而且是非限制性的，本发明的范围由所附权利要求而不是上述说明限定，因此旨在将落在权利要求的等同要件的含义和范围内的所有变化囊括在本发明内。不应将权利要求中的任何附图标记视为限制所涉及的权利要求。

此外，应当理解，虽然本说明书按照实施方式加以描述，但并非每个实施方式仅包含一个独立的技术方案，说明书的这种叙述方式仅仅是为清楚起见，本领域技术人员应当将说明书作为一个整体，各实施例中的技术方案也可以经适当组合，形成本领域技术人员可以理解的其它实施方式。

Claims

1.一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，其特征在于：该低钽中铌TiAl合金由Ti、Al、Ta、Nb、其他合金化元素X以及细化剂元素Z的成分组成，其中各成分的原子百分比为：Al含量为46.7～48.4％；Nb与Ta含量共计2.0～5.0％，其中Ta含量为0.1％≤Ta＜0.5％；Nb、Ta、X、Z含量共计在2.0～6.0％，X、Z的含量可以为0.0％；其余为Ti。

2.根据权利要求1所述的一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，其特征在于：所述低钽中铌TiAl合金组织仅由α₂和γ两种相组成，γ相体积分数大于等于80％，完全不含B2相与ω_o相。

3.根据权利要求1所述的一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，其特征在于：所述其他合金化元素X包括V，Cr，Mn元素中的零种或多种。

4.根据权利要求1所述的一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，其特征在于：所述细化剂元素Z包括B、C、Si元素中的零种或多种。

5.根据权利要求1-4中任意一项所述的一种适用于800℃以上的低钽中铌TiAl合金，其特征在于：该低钽中铌TiAl合金铸锭的制备包括以下步骤：