鑄造用鈦鋁基合金及其制備方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種鑄造用鈦鋁基合金及其制備方法，屬γ-TiAl基金屬間化合物合金材料領(lǐng)域。該合金按原子百分比包括：Ti-(46.0～48.0)Al-(1.5～3.5)V-(0.5～1.5)Cr-(0.1～0.5)M，其中，M為Zr和Hf中的一種或兩種，其余為雜質(zhì)元素。進一步，按原子百分比可加入(0.1～0.5)C。該合金通過添加微量的固溶強化元素Zr和/或Hf以及彌散強化相形成元素C，在保持2.0％以上室溫拉伸塑性的前提下，明顯提高合金的高溫強度、蠕變抗力和組織穩(wěn)定性，從而改善該鑄造鈦鋁基合金的高溫服役性能，并將原有合金使用溫度從750℃提高到850℃。適于制備長期工作于750℃～850℃的鈦鋁合金薄壁鑄件，如車用發(fā)動機增壓器渦輪和航空發(fā)動機低壓渦輪葉片這類承受沿葉片長度方向載荷作用的部件。
【專利說明】鑄造用鈦鋁基合金及其制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及Y-TiAl基金屬間化合物輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料制備領(lǐng)域,特別是涉及一種在保持室溫拉伸塑性的前提下高溫力學性能明顯改善的鑄造用鈦鋁基合金及其制備方法。
【背景技術(shù)】
[0002]航空、航天、車輛、艦船發(fā)動機性能的提高，要求發(fā)展比強度高、比模量高和耐更高使用溫度的新型高溫結(jié)構(gòu)材料。Y-TiAl基合金具有低密度、較高彈性模量以及良好的高溫強度、抗蠕變和抗氧化等優(yōu)點，應用于航空、航天和車用發(fā)動機熱端部件將通過結(jié)構(gòu)減重提高發(fā)動機的工作效率，具有重要的技術(shù)推動作用。例如，與裝配鎳基高溫合金增壓器渦輪的發(fā)動機相比，配備鈦鋁合金增壓器渦輪的柴油發(fā)動機，響應時間、比油耗和穩(wěn)態(tài)煙度均明顯降低，發(fā)動機性能顯著提高，并產(chǎn)生了明顯節(jié)能減排效果。然而，鈦鋁基合金室溫本征塑性不足，限制了其工程化應用。近年來，通過組織控制和合金化基本解決了其室溫脆性問題，部分鈦招基合金已經(jīng)具備工程應用的條件。
[0003]鋼鐵研究總院申請的專利CN1024927中記載，控制Ti/Al原子比并應用Cr和V兩種元素的復合合金化，T1-(30~34wt% )A1-(1~6wt% )V_(1~6wt% )Cr合金室溫拉伸塑性變形可達4.8%，創(chuàng)當時國際上TiAl金屬間化合物合金室溫拉伸塑性的最高水平；同時，該成分的鑄造合金也表現(xiàn)出優(yōu)異的室溫拉伸塑性(大于1.7%)。進一步優(yōu)化Ti/Al原子比以及Cr和V的配合，得到了室溫拉伸塑性進一步改善的T1- (46.0~48.0)、A1_ (1.5~3.5)V-(0.5~1.5)Cr合金。力學 性能測試表明，該鑄造合金表現(xiàn)出優(yōu)異的室溫拉伸塑性和強度組合，其中，室溫拉伸塑性大于2.5%，同時，在650~750°C范圍內(nèi)具有較好的高溫強度和蠕變抗力。然而，由于未添加高熔點合金元素(Nb、W、Mo、Ta等)或者彌散相形成元素(C、B、Si等)，該合金高溫強度、蠕變抗力、長時組織穩(wěn)定性尚不能滿足750°C以上溫度的使用要求。因而，需要找到一種方法，在保持室溫拉伸塑性的前提下，改善該合金的高溫力學性能，以滿足更高溫度使用的要求。
[0004]添加高含量的高熔點合金元素，通過固溶強化和提高組織穩(wěn)定性，可改善鈦鋁基合金的高溫力學性能。例如，專利US5207982和US5286443報道，添加高含量(I~4at% )的高熔點合金元素Nb、W、Mo、Ta、Y、Zr、Hf，可明顯改善鈦鋁合金的高溫強度、抗腐蝕性和抗氧化性，但均導致室溫拉伸塑性明顯降低。專利US5286443認為，當這些高熔點合金元素(Nb、W、Mo、Ta、Y、Zr、Hf)添加量小于0.5&丨％時，其強化作用很小。專利EP0636701報道，鑄造 T1-47Al-2Nb-lMn-0.5ff-0.5Mo_0.2Si(at% )合金 65(TC /276MPa、76(TC /138MPa、815°C /138MPa蠕變量0.5%所對應時間是T1-48Al-2Cr-2Nb(at% )的10倍以上，但前者
1.3%的室溫拉伸塑性也低于后者2.0%以上的室溫拉伸塑性。這表明，高熔點合金元素添加量約0.5at%、多種元素的微合金化方法的確有利于改善鈦鋁合金的蠕變性能，但仍造成了鈦鋁合金室溫拉伸塑性明顯降低。
[0005]添加C、B、Si等元素形成彌散強化相，可改善高溫力學性能。例如，專利EP2657358報道，添加0.016~0.05wt % C，改善了鑄造T1-48Al-2Cr-2Nb (at % )合金的抗蠕變性能，將其使用溫度從760°C提高至870°C，但是其室溫拉伸塑性從2.0%以上降低到
0.3~1.6%。專利EP1052298也報道了相似的現(xiàn)象，在鑄造47A1XD合金中添加0.037~
0.069wt % C，可明顯改善 650°C /276MPa、760°C /138MPa、815°C /138MPa 的蠕變性能，同時，其室溫拉伸塑性也從0.8%降低到0.4%。顯然，添加微量的C的確有利于改善合金高溫蠕變性能，但也導致了室溫拉伸塑性的降低。此外，專利US6294132報道，在鈦鋁合金中添加0.2~0.5at% Si,可明顯改善合金的抗氧化性,且形成的Ti5Si3相可明顯提高合金的高溫強度和蠕變強度，但也造成合金室溫拉伸塑性降低。專利US5284620報道，在T1-47Al-2Mn-2Nb合金中添加0.3at% B,形成TiB2強化相，可明顯提高合金的高溫強度，但其室溫拉伸塑性也從1.7%降低到0.5%?？梢?，添加C、S1、B等彌散強化相形成元素，的確提高合金的高溫力學性能，但都不同程度地降低了合金的室溫拉伸塑性。
[0006]可見，在現(xiàn)有技術(shù)條件下，添加高含量的高熔點合金元素以及微量的彌散強化相形成元素，盡管可明顯改善鈦鋁基合金的高溫力學性能，但均不同程度地降低了室溫拉伸塑性(使室溫拉伸塑性小于2.0% )。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0007]本發(fā)明要解決的技術(shù)問題是提供一種改善鑄造鈦鋁基合金高溫力學性能的微合金化方法，能在改善鈦鋁基合金的高溫力學性能的同時，保持2%的室溫拉伸塑性，從而解決現(xiàn)有方法存在雖改善了鈦鋁基合金的高溫力學性能，但均無法保持室溫拉伸塑性不小于2%的問題。
[0008]為解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明提供一種鑄造用鈦鋁基合金，該合金原子百分比包括:
[0009]T1-(46.0 ~48.0) Al-(1.5 ~3.5) V-(0.5 ~1.5) Cr-(0.1 ~0.5)M，其中，M 為 Zr和Hf中的一種或兩種,其余為雜質(zhì)元素。
[0010]本發(fā)明實施例還提供一種對權(quán)利要求1鑄造用鈦鋁基合金的制備方法，包括:
[0011]以原子百分比為T1-(46.0~48.0) Al-(1.5~3.5) V-(0.5~1.5) Cr的合金為原料；
[0012]向所述原料中加入原子百分比(0.1~0.5)M，其中，M為Zr和Hf中的一種或兩種，加入M后制成的合金即為鑄造用鈦鋁基合金。
[0013]本發(fā)明的有益效果為:通過加入與Ti屬于同一副族元素的高熔點合金元素Zr和/或Hf，并控制加 入量小于等于0.5at %，Zr和/或Hf與Ti元素具有相同的最外層電子排列和晶體結(jié)構(gòu)，能與Ti形成無限固溶體，在保持2.0%以上室溫拉伸塑性的前提下，明顯提高合金的高溫強度、蠕變強度和組織穩(wěn)定性的前提下，有效改善了該合金的高溫服役性能。本發(fā)明突破了鈦鋁基合金中高熔點合金元素添加量小于等于0.5at%時強化作用幾乎消失的合金化設(shè)計理念，通過采用與合金中Ti屬于同一副族元素的低添加量高熔點合金元素的方式，實現(xiàn)在保持室溫拉伸塑性的前提下改善了鑄造鈦鋁基合金高溫力學性能的效果。
【具體實施方式】
[0014]下面對本發(fā)明實施例中的技術(shù)方案進行清楚、完整地描述，顯然，所描述的實施例僅僅是本發(fā)明一部分實施例，而不是全部的實施例?；诒景l(fā)明的實施例，本領(lǐng)域普通技術(shù)人員在沒有做出創(chuàng)造性勞動前提下所獲得的所有其他實施例，都屬于本發(fā)明的保護范圍。
[0015]本發(fā)明實施例提供一種鑄造用鈦鋁基合金，該合金按原子百分比(at% )包括:T1-(46.0 ~48.0)Α1-(1.5 ~3.5)V-(0.5 ~1.5)Cr-(0.1 ~0.5)Μ，其中，M 為 Zr 和 Hf 中的一種或兩種，其余為雜質(zhì)元素。
[0016]具體的，該鑄造用鈦鋁基合金按原子百分比組成為以下中的任一種:
[0017](I) T1-(46.0 ~48.0) Al- (1.5 ~3.5) V- (0.5 ~1.5) Cr- (0.1 ~0.5) Zr ;
[0018](2) T1-(46.0 ~48.0) Al- (1.5 ~3.5) V- (0.5 ~1.5) Cr- (0.1 ~0.5) Hf ;
[0019](3) T1-(46.0 ~48.0) Al- (1.5 ~3.5) V- (0.5 ~1.5) Cr- (0.1 ~0.5) (Zr+Hf)；
[0020]優(yōu)選的，上述合金中，M采用Zr和Hf，M的原子百分比為(0.2~0.5)。該鑄造用鈦鋁基合金按原子百分比具體組成 為:T1-(46.0~48.0)A1-(1.5~3.5)V-(0.5~1.5)Cr- (0.2 ~0.5) (Zr+Hf)。
[0021]在上述合金的基礎(chǔ)上，按原子百分比還可以進一步加入(0.1~0.5) C，該鑄造用鈦鋁基合金原子百分比具體組成為以下中的任一種:
[0022](5) T1-(46.0 ~48.0) Al- (1.5 ~3.5) V- (0.5 ~1.5) Cr- (0.1 ~0.5) Zr- (0.1 ~
0.5)C ；
[0023](6) T1-(46.0 ~48.0) Al- (1.5 ~3.5) V- (0.5 ~1.5) Cr- (0.1 ~0.5) Hf-(0.1 ~
0.5)C ；
[0024](7)T1-(46.0 ~48.0)Α1_(1.5 ~3.5)V_(0.5 ~1.5)Cr_(0.1 ~0.5)(Zr+Hf) - (0.1 ~0.5) C ;
[0025]優(yōu)選的，該鑄造用鈦鋁基合金按原子百分比組成為:Ti_(46.0~48.0)A1-(1.5~
3.5) V- (0.5 ~1.5) Cr- (0.2 ~0.5) (Zr+Hf) - (0.1 ~0.5) C。
[0026]上述合金中單獨加入Zr時，Zr的優(yōu)選原子百分含量可以為:0.1~0.3&七％，更優(yōu)選為0.2at% ;單獨加入Hf，Hf的優(yōu)選原子百分含量可以為0.1~0.3at%，更優(yōu)選為
0.2at% ；C的優(yōu)選原子百分含量可以為0.2~0.3at%，更優(yōu)選為0.2%。
[0027]本發(fā)明實施例還提供一種制備上述鑄造用鈦鋁基合金的制備方法，包括以下步驟:
[0028]以原子百分比為T1-(46.0~48.0) Al-(1.5~3.5) V-(0.5~1.5) Cr的合金為原料；
[0029]向所述原料中加入原子百分比(0.1~0.5)M，其中，M為Zr和Hf中的一種或兩種，形成的合金即為鑄造用鈦鋁基合金。具體可采用真空自耗電弧爐或者水冷銅坩堝真空感應爐冶煉得到該合金。
[0030]進一步的，上述方法還包括:向所述原料中按原子百分比加入(0.1~0.5)C。優(yōu)選的，按原子百分比C的加入量為(0.2~0.3)。
[0031 ] 本發(fā)明實施例的鈦鋁基合金中，Zr和Hf與Ti屬于同一副族元素，具有相同的最外層電子排列和晶體結(jié)構(gòu)，且能和Ti形成無限固溶體，這兩個元素均屬于高熔點合金元素。
[0032]該合金中，單獨添加微量(小于等于0.5at%)的Zr，通過固溶強化和細化層片間距提高材料強度，且可通過降低Al在基體中的擴展系數(shù)抑制層片組織在后續(xù)熱處理和使用過程中的分解，由此改善了合金的高溫強度、蠕變抗力和長時組織穩(wěn)定性。當Zr含量超過本發(fā)明限定的上限(大于0.5at% )時，凝固過程中易形成初生β相，殘余β相轉(zhuǎn)變得到的B2相不利于室溫拉伸塑性和高溫強度。
[0033]該合金中，單獨添加微量(小于等于0.5at%)的Hf，細化了層片間距，且通過固溶強化以及偏聚于層片界面的特點可提高材料的高溫強度和組織穩(wěn)定性。當Hf含量超過本發(fā)明限定的上限(大于0.5at%)時，凝固過程中易形成初生β相，殘余β相轉(zhuǎn)變得到的B2相不利于室溫拉伸塑性和高溫強度。
[0034]進一步的該合金中，添加微量(小于等于0.5at%)的C，通過在界面附近形成Ti3AlC或者Ti2AlC彌散強化相，可明顯改善合金的蠕變強度。添加量超過本專利的上限時，將導致合金的室溫拉伸塑性明顯降低。[0035]本發(fā)明實施例的微合金化方式得到的鈦鋁基合金，可采用真空自耗電弧爐或者水冷銅坩堝真空感應爐冶煉制得，由于高熔點合金元素Zr和/或Hf、以及C添加量均小于等于0.5at%，盡管合金室溫拉伸塑性略有降低，但仍然保持在2.0 %以上，而且明顯提高合金的高溫強度、蠕變強度和組織穩(wěn)定性，從而改善了該合金的高溫服役性能。突破了鈦鋁基合金中高熔點合金元素添加量小于0.5at%時強化作用幾乎消失的合金化設(shè)計理念，首次采用低添加量高熔點合金元素和彌散強化相形成元素的合理組合，實現(xiàn)了在保持室溫拉伸塑性的前提下改善鑄造鈦鋁基合金高溫力學性能的效果。該合金適于制備在750~850°C長期使用的鈦鋁基合金薄壁鑄件，尤其是低壓渦輪葉片和增壓器渦輪這類承受沿葉片長度方向載荷作用的部件。具體可應用精密鑄造方法制備增壓器渦輪和低壓渦輪葉片等鑄件。
[0036]下面結(jié)合具體實施例對本發(fā)明的鈦鋁基合金作進一步說明。
[0037]本發(fā)明實施例的鈦鋁基合金均采用海綿鈦、純鋁、純鉻、純鋯、純鉿、高純石墨、A1V55合金作為原料，按照實施例1至實施例12的成分進行配料，采用水冷銅坩堝真空感應懸浮熔煉得到母合金，澆注試樣，并在1200~1300°C /120~180MPa/l.0~4.0h熱等靜壓處理和900~1000°C /12~24h/真空退火處理。實施例1至實施例12試驗結(jié)果見下表。
[0038]下表為本發(fā)明實施例合金與對比合金的室溫拉伸性能和850°C拉伸強度
[0039]
【權(quán)利要求】
1.一種鑄造用鈦鋁基合金，其特征在于，該合金按原子百分比包括:
T1-(46.0 ~48.0)Α1-(1.5 ~3.5) V-(0.5 ~ 1.5)Cr-(0.1 ~0.5)Μ，其中，M 為 Zr 和Hf中的一種或兩種，其余為雜質(zhì)元素。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鑄造用鈦鋁基合金，其特征在于，所述合金按原子百分比還包括:(0.1 ~0.5) C0
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的鑄造用鈦鋁基合金，其特征在于，所述合金中C的原子百分比為 0.2 ~0.3。
4.根據(jù)權(quán)利要求2或3所述的鑄造用鈦鋁基合金，其特征在于，所述合金中C的原子百分比為0.2。
5.根據(jù)權(quán)利要求1、2或3所述的鑄造用鈦鋁基合金，其特征在于，所述合金中，M采用Zr和Hf，M的原子百分比為(0.2~0.5)。
6.根據(jù)權(quán)利要求1、2或3所述的鑄造用鈦鋁基合金，其特征在于，所述合金中M采用Zr時，Zr的原子百分比為0.1~0.3 ; 所述合金中M采用Hf時，Hf的原子百分比為0.1~0.3。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的鑄造用鈦鋁基合金，其特征在于，所述合金中Zr的原子百分比為0.2 ;所述合金中Hf的原子百分比為0.2。
8.一種對權(quán)利要求1鑄造用鈦鋁基合金的制備方法，其特征在于，包括: 以原子百分比為T1-(46.0~48.0) Al-(1.5~3.5) V-(0.5~1.5) Cr的合金為原料； 向所述原料中按原子百分比加入(0.1~0.5)Μ，其中，M為Zr和Hf中的一種或兩種，加入M后制成的合金即為鑄造用鈦鋁基合金。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的方法，其特征在于，還包括: 向所述原料中按原子百分比加入(0.1~0.5)C。
10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的方法，其特征在于，向所述原料中按原子百分比加入(0.2~0.3) Co
【文檔編號】C22C14/00GK103924121SQ201410178115
【公開日】2014年7月16日 申請日期:2014年4月29日 優(yōu)先權(quán)日:2014年4月29日
【發(fā)明者】張熹雯, 駱晨, 朱春雷, 李勝, 李海昭, 王新英, 張繼 申請人:北京鋼研高納科技股份有限公司