一種低密度高塑性Ti2AlNb合金的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，由以下原子百分比的成分組成：Al22％～23％，Nb22％～24％，V2％～4％，Y0～0.3％,Si0～0.3％，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)；所述低密度高塑性Ti2AlNb合金是指該Ti2AlNb合金的密度為5.1g/cm3～5.2g/cm3，室溫延伸率為6％～12％。本發(fā)明的Ti2AlNb合金中通過(guò)加入釩代替部分的鈮，降低了Ti2AlNb合金的密度和原料成本，并能夠有效地減少凝固組織中α2-Ti3Al脆性相的含量，從而克服了Ti2AlNb合金室溫塑性較差和高溫變形性能不足的缺點(diǎn)。
【專利說(shuō)明】一種低密度高塑性T i 2AI Nb合金

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明屬于T1-Al金屬間化合物輕質(zhì)耐高溫結(jié)構(gòu)材料【技術(shù)領(lǐng)域】，具體涉及一種低密度高塑性Ti2AlNb合金。

【背景技術(shù)】
[0002]O相Ti2AlNb合金與Y-TiAl合金相比，具有優(yōu)異的室溫塑性、高溫變形能力，以及優(yōu)良的綜合力學(xué)性能指標(biāo)等優(yōu)勢(shì)，是當(dāng)前最接近工程化應(yīng)用的輕質(zhì)耐高溫結(jié)構(gòu)材料。Ti2AlNb合金優(yōu)異的高溫變形能力使它可以采用常規(guī)的鈦合金加工設(shè)備進(jìn)行鍛造、軋制和模鍛等熱變形加工，可用于制造航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣、環(huán)形件、壓氣機(jī)葉片或盤形件，以及航天飛行器熱防護(hù)板材結(jié)構(gòu)等部位。
[0003]然而，作為金屬間化合物材料，原子長(zhǎng)程有序排列和金屬鍵/共價(jià)鍵共存帶來(lái)優(yōu)異的高溫性能的同時(shí)，也造成了室溫塑性和高溫變形能力不足的問題，這種問題根本上是由于金屬間化合物位錯(cuò)滑移系少、超結(jié)構(gòu)位錯(cuò)柏氏矢量大和位錯(cuò)交滑移困難等造成的。另夕卜，當(dāng)前比較成熟的T1-22Al-25/27Nb和Ti_22Al_27 (Nb，Ta)等Ti2AlNb合金中含有較高的Nb和Ta含量，使得合金原材料成本過(guò)高，并且合金密度較大(> 5.5g/cm3)，如何改進(jìn)Ti2AlNb合金的塑形和高溫變形能力，提高其綜合服役性能，并且降低密度和成本，是當(dāng)前工程化應(yīng)用中面臨的主要問題。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0004]本發(fā)明所要解決的技術(shù)問題在于針對(duì)上述現(xiàn)有技術(shù)中的不足，提供一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，該Ti2AlNb合金中通過(guò)加入釩代替部分的鈮，降低了 Ti2AlNb合金的密度和原料成本，并能夠有效地減少合金凝固組織中Q2-Ti3Al脆性相的含量，從而克服Ti2AlNb合金室溫塑性較差和高溫變形性能不足的缺點(diǎn)。
[0005]為解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明采用的技術(shù)方案是:一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%?23%，Nb22%?24%，V2%?4%，YO?0.3%，S1?0.3%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)；所述低密度高塑性Ti2AlNb合金是指該Ti2AlNb合金的密度為5.1g/cm3?5.2g/cm3，室溫延伸率為6%?12%。
[0006]上述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%?23%，Nb22%?23%，V3%?4%，Y0.2%，S1.2%，余量為 Ti 和不可避免的雜質(zhì)。
[0007]上述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb22%，V3%，Y0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0008]上述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%,Nb23%, V3%, Y0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0009]上述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%,Nb23%, V3%,Y0.2%, S1.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0010]上述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb23%，V3%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0011]上述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb22%，V4%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0012]上述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A123%,Nb23%, V4%, Y0.2%, Si 0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0013]本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比具有以下優(yōu)點(diǎn):
[0014]1.本發(fā)明通過(guò)在Ti2AlNb合金中加入β相穩(wěn)定化元素V進(jìn)行合金化，并合理調(diào)整Ti2AlNb合金中Al和Nb的配比，能夠縮小甚至消除Ti2AlNb合金中的(β + α)相區(qū)，擴(kuò)大β相區(qū)的溫度區(qū)間，從而在顯微組織中有效地減少甚至消除脆性a2-Ti3Al相，顯著改善Ti2AlNb合金的室溫塑性并降低密度，此外，V元素的加入擴(kuò)大了 Ti2AlNb合金中的單一 β相區(qū)，并將β相轉(zhuǎn)變溫度Te降低了 25°C左右，這非常有利于提高合金的熱變形能力，同時(shí)降低了對(duì)Ti2AlNb合金進(jìn)行熱加工的溫度。本發(fā)明的低密度高塑性Ti2AlNb合金的室溫延伸率為 6%~ 12%,密度為 5.lg/cm3 ?5.2g/cm3。
[0015]3.本發(fā)明Ti2AlNb合金為V合金化的Ti2AlNb合金，其顯微組織基本由O相和B2相組成，O相從(β +B2)相內(nèi)部析出，這和普通雙相鈦合金非常相似，因此對(duì)本發(fā)明Ti2AlNb合金進(jìn)行組織熱處理時(shí)的熱處理制度可以參照普通鈦合金的熱處理制度進(jìn)行，同時(shí)V是一種熔點(diǎn)、比重和成本均低于Nb的金屬元素，適當(dāng)?shù)赜肰代替Ti2AlNb合金中部分的Nb能夠有效地降低Ti2AlNb合金的密度和原料成本。
[0016]4.本發(fā)明在Ti2AlNb合金中加入的稀土元素Y具有明顯的細(xì)化晶粒效果，微量的Y合金化能夠有效解決Ti2AlNb合金凝固組織異常粗大的問題，并降低Ti2AlNb合金的氧質(zhì)量含量；另外，微量Si元素的加入能夠顯著提高Ti2AlNb合金的高溫抗蠕變性能。

【專利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0017]圖1為本發(fā)明實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金的光學(xué)顯微鏡照片。
[0018]圖2為本發(fā)明實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金的掃描電鏡照片。
[0019]圖3為本發(fā)明實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金經(jīng)固溶處理后的光學(xué)顯微鏡照片。
[0020]圖4為本發(fā)明實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造后的外觀圖。
[0021]圖5為本發(fā)明實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造和固溶處理后的掃描電鏡照片。
[0022]圖6為對(duì)比例I制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造和熱處理后的掃描電鏡照片。

【具體實(shí)施方式】
[0023]本發(fā)明低密度高塑性Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122%?23%，Nb22%?24%，V2%?4%，Y0?0.3%，S1?0.3%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)；該合金所涉及的原料包括海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、釔粉和硅粉，所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、釔粉和硅粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%，氧質(zhì)量含量均不高于0.1%。具體的制備方法為:根據(jù)需要選擇合適的原料，按設(shè)計(jì)成分將所述原料混合均勻后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將3?4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于IXlO-2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金。壓制時(shí)首先將釔粉和硅粉制成合金包，然后將所述合金包置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅纟甘禍直徑分別為IlOmm?160mm、160mm?220mm和160mm?280mm，且第二次熔煉的銅坩堝直徑比第一次熔煉的銅坩堝直徑大50mm?60mm ；三次所述熔煉的熔煉電流分別為1800 μ A?2200 μ A、3400 μ A?4000 μ A和3500 μ A?5000 μ Α,且三次所述熔煉的熔煉電流依次遞增。本發(fā)明低密度高塑性Ti2AlNb合金滿足密度為5.lg/cm3?5.2g/cm3，室溫延伸率為6%?12%。
[0024]實(shí)施例1
[0025]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb22%, V3%,Y0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0026]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將
3個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于IXlO-2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)將釔粉置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為110mm、160mm和220mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為1800 μ A、3600 μ A和4500 μ A ;所述釔粉、海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的質(zhì)量純度均不低于99.8%，氧質(zhì)量含量均不高于0.1 %。
[0027]實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金的密度為5.15g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為9%，屈服強(qiáng)度為988MPa。
[0028]圖1為實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金的光學(xué)顯微鏡照片，圖2實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金的掃描電鏡照片。從圖1和圖2中可看出，實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m,顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性a 2-Ti3Al相的球狀晶粒廣生。
[0029]將實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金在1040°C條件下固溶處理lh，所述固溶處理的冷卻方式為水冷。圖3為經(jīng)固溶處理后的Ti2AlNb合金的光學(xué)顯微鏡照片，從圖3中可看出，經(jīng)固溶處理后的Ti2AlNb合金的顯微組織基本由B2相晶粒組成，僅在晶界處出現(xiàn)極少量的球狀％和0相晶粒，因此實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的β相變點(diǎn)Te約為1040°C，而常規(guī)的T1-22Al-25Nb合金的相變點(diǎn)為1065°C，說(shuō)明V合金化擴(kuò)大了 Ti2AlNb合金β相區(qū)的溫度區(qū)間，并降低了 Te溫度，使Ti2AlNb合金中的(α+β)區(qū)間幾乎消失。
[0030]將實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金在溫度為(Te+50°C )，壓下量為80%的條件下進(jìn)行鍛造，得到鍛坯。圖4實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造后的外觀圖，從圖4中可看出，實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金鍛造后得到鍛坯的質(zhì)量良好，說(shuō)明該合金具有優(yōu)異的熱變形性能。
[0031]將實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金在溫度為(Te+50°C )，壓下量為80%的條件下進(jìn)行鍛造，得到鍛坯，再將所述鍛坯在1000°c條件下固溶處理lh，所述固溶處理的冷卻方式為隨爐冷卻。圖5為實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造和固溶處理后的掃描電鏡照片，從圖5中可看出，實(shí)施例1制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造和固溶處理后的顯微組織完全由O相析出相和基體B2相組成，這種顯微組織形態(tài)的室溫延伸率為9.6%，屈服強(qiáng)度達(dá)到996MPa，斷裂強(qiáng)度可達(dá)1200MPa，700°C條件下屈服強(qiáng)度為780MPa，斷裂強(qiáng)度為850MPa。
[0032]對(duì)比例I
[0033]本對(duì)比例的Ti2AlNb合金以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb25%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0034]本對(duì)比例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金和Al-Nb中間合金按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于lX10_2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為110mm、160mm和220mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為1800 μ Α、3600 μ A和4500 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金和Al-Nb中間合金的質(zhì)量純度均不低于99.8 %，氧質(zhì)量含量均不高于0.1 %。
[0035]將對(duì)比例I制備的Ti2AlNb合金在Te溫度條件下進(jìn)行鍛造，再在(α+β)雙相區(qū)保溫?zé)崽幚鞩h后隨爐冷卻，得到由(α2+0+Β2)三相組成的雙態(tài)組織，圖6對(duì)比例I制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造和熱處理后的掃描電鏡照片，從圖6中可看出，對(duì)比例I制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造和熱處理后出現(xiàn)的雙態(tài)組織中大量的球狀α 2晶粒分布在0/Β2層片組織內(nèi)部和晶界處，對(duì)比例I制備的Ti2AlNb合金室溫延伸率為5%，密度為5.5g/cm3。
[0036]實(shí)施例2
[0037]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金成分與實(shí)施例1相同。
[0038]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將3個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于IXlO-2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)將釔粉置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為110mm、160mm和160mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為1800 μ A、3600 μ A和3800 μ Α;其中第二次熔煉后將得到的半成品鑄錠沿縱向和橫向?qū)ΨQ切割為四份，然后將切割后的半成品鑄錠依次經(jīng)過(guò)打磨、清洗和干燥，再采用氬弧焊對(duì)焊制成電極棒后，進(jìn)行第三次熔煉；所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和釔粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%，氧質(zhì)量含量均不高于0.1 %。
[0039]實(shí)施例2制備的Ti2AlNb合金的密度為5.15g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為9.2%，屈服強(qiáng)度可達(dá)986MPa ;在溫度為700°C，壓力為500MPa的條件下測(cè)試實(shí)施例2制備的Ti2AlNb合金的高周疲勞壽命達(dá)到5 X 16次；顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m,顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0040]實(shí)施例3
[0041]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb23%, V3%,Y0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0042]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于IXlO-2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)將釔粉置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為135mm、190mm和220mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為2000 μ Α、3800 μ A和4800 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和釔粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%，氧質(zhì)量含量均不高于0.1 %。
[0043]實(shí)施例3制備的Ti2AlNb合金的密度為5.16g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為8%，室溫屈服強(qiáng)度為960MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m，顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0044]實(shí)施例3制備的Ti2AlNb合金的熱加工窗口較寬，可利用液壓鍛造機(jī)、鍛錘等自由鍛造設(shè)備和熱軋、冷軋機(jī)等軋制設(shè)備，在Te 土(50?100) °〇的范圍內(nèi)進(jìn)行熱包套鍛造加工成型或軋制加工成型。
[0045]實(shí)施例4
[0046]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb23%, V3%,Υ0.2%, S1.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0047]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、硅粉和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于I X KT2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)首先將釔粉和硅粉制成合金包，然后將所述合金包置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為160mm、220mm和280mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為2200 μ Α、4000 μ A和5000 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、娃粉和乾粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%,氧質(zhì)量含量均不聞?dòng)?.1 。
[0048]實(shí)施例4制備的Ti2AlNb合金的密度為5.15g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為10%，室溫屈服強(qiáng)度為990MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m,顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0049]實(shí)施例4制備的Ti2AlNb合金的熱加工窗口較寬，可利用液壓鍛造機(jī)、鍛錘等自由鍛造設(shè)備和熱軋、冷軋機(jī)等軋制設(shè)備，在Te 土(60?100) °〇的范圍內(nèi)進(jìn)行熱包套鍛造加工成型或軋制加工成型，該Ti2AlNb合金在溫度為800°C，壓力為400MPa的條件下持久Ih時(shí)后的殘余變形僅為0.8%，這是由于合金中加入了 Si，有利于提高其蠕變性能。
[0050]實(shí)施例5
[0051]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb23%, V3%,余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0052]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于IXKT2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為110mm、160mm和200mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為1800 μ Α、3400 μ A和3500 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的質(zhì)量純度均不低于99.8%，氧質(zhì)量含量均不高于0.1%。
[0053]實(shí)施例5制備的Ti2AlNb合金的密度為5.14g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為12%，室溫屈服強(qiáng)度為1020MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m，顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0054]實(shí)施例5制備的Ti2AlNb合金的熱加工窗口較寬，可利用液壓鍛造機(jī)、鍛錘等自由鍛造設(shè)備和熱軋、冷軋機(jī)等軋制設(shè)備，在Te 土(80?120) °〇的范圍內(nèi)進(jìn)行熱包套鍛造加工成型或軋制加工成型，該Ti2AlNb合金在溫度為800°C，壓力為400MPa的條件下持久Ih時(shí)后的殘余變形僅為I %。
[0055]實(shí)施例6
[0056]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb22%, V4%,余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0057]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將3個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于IXKT2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為130mm、180mm和240mm,三次所述熔煉的熔煉電流分別為2000 μ Α、3600 μ A和4000 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的質(zhì)量純度均不低于99.8%，氧質(zhì)量含量均不高于0.1%。
[0058]實(shí)施例6制備的T i 2AI Nb合金的熱加工窗口較寬，可利用液壓鍛造機(jī)、鍛錘等自由鍛造設(shè)備和熱軋、冷軋機(jī)等軋制設(shè)備，在Te 土(80?120) °〇的范圍內(nèi)進(jìn)行熱包套鍛造加工成型或軋制加工成型。
[0059]實(shí)施例6制備的Ti2AlNb合金的密度為5.12g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為10%，室溫屈服強(qiáng)度為900MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m，顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0060]將實(shí)施例6制備的Ti2AlNb合金在溫度為1000°C?1100°C，壓下量為80%的條件下進(jìn)行鍛造，得到鍛坯，然后將所述鍛坯在1000°c條件下固溶處理lh，再在800°C條件下時(shí)效處理8h，顯微組織分析表明實(shí)施例6制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造、固溶處理和時(shí)效處理后得到(0+B2)混合組織的合金。
[0061]實(shí)施例7
[0062]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A123%，Nb23%, V4%,Υ0.2%, S1.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0063]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金A1-V、中間合金、硅粉和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于I X KT2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)首先將釔粉和硅粉制成合金包，然后將所述合金包置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為110mm、160mm和220mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為1800 μ Α、3600 μ A和4500 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、娃粉和乾粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%,氧質(zhì)量含量均不聞?dòng)?.1 。
[0064]將實(shí)施例7制備的Ti2AlNb合金在溫度為1000°C?1100°C，壓下量為80%的條件下進(jìn)行鍛造，得到鍛坯，然后將所述鍛坯在1000°c條件固溶處理lh，再在820°C條件下時(shí)效處理8h ;顯微組織分析表明實(shí)施例7制備的Ti2AlNb合金經(jīng)鍛造、固溶處理和時(shí)效處理后得到O相和B2相組成的層片組織。
[0065]實(shí)施例7制備的Ti2AlNb合金的密度為5.14g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為10%，室溫屈服強(qiáng)度為950MPa，該Ti2AlNb合金在溫度為800°C，壓力為400MPa的條件下持久Ih時(shí)后的殘余變形僅為0.8% ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m,顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0066]實(shí)施例8
[0067]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb22%, V4%,Υ0.2%, Si 0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0068]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、硅粉和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于I X KT2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)首先將釔粉和硅粉制成合金包，然后將所述合金包置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為110mm、160mm和200mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為1800 μ Α、3400 μ A和3500 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和娃粉、乾粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%,氧質(zhì)量含量均不聞?dòng)?.1 。
[0069]實(shí)施例8制備的Ti2AlNb合金的密度為5.12g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為11.5%，室溫屈服強(qiáng)度為990MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m,顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0070]實(shí)施例9
[0071]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122.5%，Nb22.5%,V3.5%, Υ0.2%, Si 0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0072]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、硅粉和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于I X KT2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)首先將釔粉和硅粉制成合金包，然后將所述合金包置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為160mm、220mm和280mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為2200 μ Α、4000 μ A和5000 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、娃粉和乾粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%,氧質(zhì)量含量均不聞?dòng)?.1 。
[0073]實(shí)施例9制備的Ti2AlNb合金的密度為5.lg/cm3,具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為11%，室溫屈服強(qiáng)度為957MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m,顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0074]實(shí)施例10
[0075]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb24%, V2%,Y0.3%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0076]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于IXlO-2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)首先將釔粉置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為130mm、180mm和240mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為2000 μ Α、3600 μ A和4000 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和釔粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%，氧質(zhì)量含量均不高于0.1 %。
[0077]實(shí)施例10制備的Ti2AlNb合金的密度為5.2g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為6%，室溫屈服強(qiáng)度為1058MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m，顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0078]實(shí)施例11
[0079]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A123%，Nb24%, V2%,Si 0.3%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0080]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和硅粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將
4個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于IXlO-2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)首先將硅粉置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為135mm、190mm和220mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為2000 μ A、3800 μ A和4800 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金和硅粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%，氧質(zhì)量含量均不高于0.1 %。
[0081]實(shí)施例11制備的Ti2AlNb合金的密度為5.2g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為7%，室溫屈服強(qiáng)度為1026MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m,顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0082]實(shí)施例12
[0083]本實(shí)施例的Ti2AlNb合金由以下原子百分比的成分組成:A122.5%，Nb23 %,V3%, Y0.15%, Si 0.15%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
[0084]本實(shí)施例Ti2AlNb合金的制備方法為:將原料海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、硅粉和釔粉按設(shè)計(jì)成分混合后壓制得到電極棒，采用氬弧焊將3個(gè)所述電極棒焊接成電極，然后將所述電極置于真空度不大于I X KT2Pa的真空電弧熔煉爐中，經(jīng)過(guò)三次熔煉制備得到Ti2AlNb合金；壓制時(shí)首先將釔粉和硅粉制成合金包，然后將所述合金包置于混合均勻后的海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金和Al-V中間合金的中間位置；三次所述熔煉的銅坩堝直徑分別為110mm、160mm和200mm，三次所述熔煉的熔煉電流分別為1800 μ Α、3400 μ A和3500 μ A ;所述海綿鈦、鋁豆、T1-Nb中間合金、Al-Nb中間合金、Al-V中間合金、娃粉和乾粉的質(zhì)量純度均不低于99.8%,氧質(zhì)量含量均不聞?dòng)?.1 。
[0085]實(shí)施例12制備的Ti2AlNb合金的密度為5.19g/cm3，具有優(yōu)良的熱變形能力，室溫延伸率為9.8%，室溫屈服強(qiáng)度為996MPa ;顯微組織分析表明本實(shí)施例制備的Ti2AlNb合金的凝固組織中晶粒比較細(xì)小，晶粒尺寸不大于100 μ m,顯微組織完全由O相和B2相組成，長(zhǎng)棒狀的初析O相和針狀的二次析出O相雜亂地分布在B2相基體上，沒有脆性α 2-Ti3Al相的球狀晶粒產(chǎn)生。
[0086]以上所述，僅是本發(fā)明的較佳實(shí)施例，并非對(duì)本發(fā)明作任何限制，凡是根據(jù)本發(fā)明技術(shù)實(shí)質(zhì)對(duì)以上實(shí)施例所作的任何簡(jiǎn)單修改、變更以及等效結(jié)構(gòu)變化，均仍屬于本發(fā)明技術(shù)方案的保護(hù)范圍內(nèi)。
【權(quán)利要求】
1.一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%?23%，Nb22%?24%，V2%?4%，YO ?0.3%，S1 ?0.3%，余量為 Ti 和不可避免的雜質(zhì)；所述低密度高塑性Ti2AlNb合金是指該Ti2AlNb合金的密度為5.lg/cm3?5.2g/cm3，室溫延伸率為6%?12%。
2.按照權(quán)利要求1所述一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%?23%，Nb22%?23%，V3%?4%，Y0.2%，S1.2%，余量為 Ti和不可避免的雜質(zhì)。
3.按照權(quán)利要求2所述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb22%，V3%，Y0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
4.按照權(quán)利要求2所述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb23%，V3%，Y0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
5.按照權(quán)利要求2所述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%,Nb23%, V3%,Y0.2%, S1.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
6.按照權(quán)利要求2所述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb23%，V3%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
7.按照權(quán)利要求2所述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A122%，Nb22%，V4%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
8.按照權(quán)利要求2所述的一種低密度高塑性Ti2AlNb合金，其特征在于，由以下原子百分比的成分組成:A123%,Nb23%,V4%, Y0.2%, Si 0.2%，余量為Ti和不可避免的雜質(zhì)。
【文檔編號(hào)】C22C14/00GK104372202SQ201410685690
【公開日】2015年2月25日 申請(qǐng)日期:2014年11月25日 優(yōu)先權(quán)日:2014年11月25日
【發(fā)明者】牛紅志, 張于勝, 盧金文, 張偉, 張平祥 申請(qǐng)人:西北有色金屬研究院