CN104328311B - 具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金 - Google Patents
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Abstract
一种具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金，在铝含量为48.29～48.4at.％的钛铝合金中加入中等含量铌元素，其凝固路径为过包晶凝固。本发明的铸造组织为过包晶凝固组织，形成不明显分化的球状α枝晶；α枝晶间无明显包晶晕、树枝晶不明显、显微偏析不明显的过包晶凝固组织，减少了含铌铸造钛铝合金铸锭和铸件的热裂趋势；添加适量N、B元素，致使合金凝固组织细小均匀，进一步降低材料中片层团之间的开裂。本发明是制造组织致密、偏析少、抗热裂性好、性能良好的钛铝合金铸锭和铸件的理想铸造钛铝合金，可用于制造发动机用铸造低压涡轮叶片、增压涡轮叶片等耐热结构部件。
Description
技术领域
本发明涉及高温结构材料领域，是一种适用于轻质高温结构的抗热裂性良好的铸造钛铝(TiAl)合金。
技术背景
γ-TiAl合金具有低密度，高的比强度和比弹性模量，良好的抗氧化和抗蠕变性能等优点，使其成为制造高推重比先进飞机发动机高压压气机叶片、低压涡轮叶片、汽车增压涡轮等轻质耐热结构件最具竞争力的材料。
从第一代TiAl基合金(Ti-48Al-1V(at.％))到第二代TiAl基合金(Ti-48Al-2Nb-2Cr(at.％))，再到第三代TiAl基合金(K5)直至未来将服役于800–900℃的高温TiAl基合金，TiAl合金成分与性能一直是人们关注的焦点。但是，由于现有的TiAl合金中加入了较多的β稳定化元素，导致其铸造组织偏析明显，加上TiAl合金本身具有的室温本征脆性，使其铸锭和铸件在冷却过程中，在韧脆转化温度附近易出现热裂，且热裂裂纹特别容易在偏析组织的界面上扩展，从而导致铸锭和铸件开裂。严重制约了TiAl合金铸锭和铸件特别是大尺寸铸锭和铸件的制造成功率。现有研究表明，凝固组织特征和合金的凝固路径与其合金成分密切相关，通过调配合金成分获得合理的凝固组织特征将有助于减小铸锭和铸件的开裂趋向。
包晶合金按凝固路径，通常可分为：单一相凝固合金、亚包晶凝固合金和过包晶凝固合金(D.H.St.John,L.M.Hogan,ASimplePredictionoftheRateofthePeritecticTransformation,Acta,Metall,35,1987:172)。TiAl合金是典型的包晶合金，按照TiAl合金二元相图，目前的铸造TiAl合金也可分为：单一β凝固TiAl合金、亚包晶凝固TiAl合金和过包晶凝固TiAl合金，具体是：合金中铝当量含量低于β相最大固溶度点44.3at.％的合金为单一β相合金；合金中铝当量含量高于44.3at.％而低于包晶点铝含量47.3at.％的合金为亚包晶凝固合金；合金中铝当量含量高于47.3at.％的合金且低于α相最大固溶度点铝含量49.3at.％的合金为过包晶凝固合金。此外，依据文献：含Nb量在3～5at.％的合金为中铌TiAl合金(胡伟.Ti-45Al-2Mn-2Nb-0.8vol％TiB2和Ti-46Al-5Nb-0.5W-l.2B的热稳定性研究[D],西南交通大学硕士学位论文,2014:18)，含Nb量在5～10at.％的合金为高铌TiAl合金(FritzAppel,JonathanDavidHeatonPaul,MichaelOehring.GammaTitaniumAluminides2003,TMS,Warrendale,PA,P472)。
对于单一β凝固TiAl合金，其组织中存在明显的β偏析，且由于单相区中β相存在的温度区域宽，室温组织中易保留脆性的B2相或ω相甚至D88-ω相，铸锭易产生热裂。亚包晶凝固TiAl合金，其组织特征为β相树枝先析出并长大，结晶温度范围较宽，致使这类TiAl合金的糊状凝固特征多于逐层凝固特征。而且，对于亚包晶合金，由于包晶反应结束后没有残余液相，包晶反应不完全，致使β相不能完全消除，初生β相树枝晶组织残留于凝固组织中，且在这些初生β树枝晶上形成明显的“α包晶晕”(附图1)，使该类合金的凝固组织存在明显的枝晶偏析和凝固缺陷，从而造成合金铸造性能下降，开裂倾向较大。对于过包晶凝固TiAl合金，其初生β相在未长大或分化之前即被包晶反应产生的包晶相α所包围，由于过包晶成分合金β结晶温度范围小，初生β相尺寸小致使包晶α相尺寸小，且树枝状不明显。由于包晶反应完全，其枝晶边缘无“α包晶晕”。包晶反应后有残余液相，残余液相最终以α相生长。当其包晶反应完之后生成的包晶相含量和残余液相含量为1:1时，α相不明显分化成枝晶形态，而形成球状α枝晶，在后续α凝固过程中，α相的长大仍主要保持非枝晶化的特征。这种合金熔体铸造流动性良好，成分偏析小，大大减小了显微偏析和凝固缺陷出现的几率，铸锭不易产生热裂；Nb元素用于提高合金强度和抗氧化能力；Cr元素用于改善钛铝合金的热变形能力；B元素可以使合金凝固组织细小均匀；N元素可以细化合金组织，增加片层的强度及片层稳定性，从而抑制片层间的开裂。
过包晶凝固TiAl合金中，完全满足上述特征的合金是美国开发的、著名的Ti-48Al-2Nb-2Cr(at.％)合金，是目前唯一一种已应用到Boeing787大型民用客机发动机上的TiAl合金。然而，由于Ti-48Al-2Nb-2Cr(at.％)合金的服役温度只有700℃，不能满足未来发动机低压涡轮叶片服役温度提高到750～800℃范围的需要，迫切需要开发新的铸造TiAl合金。由于Nb可明显提高强度和抗氧化性能，因此，人们通过提高Nb含量开发出了多种新型高铌和中铌TiAl合金。但是，由于Nb元素在Ti合金中具有强烈的β稳定化特性，导致在目前的含铌的TiAl合金，如：美国开发的K5、WMS合金；德国开发的著名的TNM合金(Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B(at.％))以及美国学者Young-WonKim提出的09C合金(Ti-44Al-4Nb-2Cr-(0.2-0.4)(B,C)(at.％))；北京钢铁研究总院开发的Ti-48Al-7Nb-2.5V-1Cr(at.％)合金；北京科技大学开发的Ti-45Al-8Nb-0.5(B,W,Y)(at.％)合金等，均为亚包晶凝固或单一β相凝固合金，非过包晶凝固合金。这些合金铸锭和铸件的热裂趋向严重，易产生开裂，严重影响TiAl合金母合金铸锭及铸件的生产。
发明内容
为克服现有技术中存在的不能满足未来发动机低压涡轮叶片服役温度和热裂趋向严重，易产生开裂的不足，本发明提出了一种具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金。
所述具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金，包括：Ti、Al、Nb、Cr、B和N元素，其特征在于：在铝含量为48.29～48.4at.％的钛铝合金中加入3～5at.％的含量铌元素；其中：Al为48.29～48.4％，Nb为3～5％；Cr为1.9～2％；N为0.6～0.8％；B为0.1～0.3％；余为Ti。所述百分比均原子百分比。
所述Al、Cr元素的Al当量与3～5at.％的铌元素的铝当量之和应处于TiAl合金图中的过包晶成分区域。
所述具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金中的包晶相含量：残余液相含量＝1：0.95～1，以保证合金熔体的流动性并控制包晶相不呈树枝状生长。
本发明在铝含量为48.29～48.4at.％的钛铝合金中加入3～5at.％的中等含量铌元素，致使合金的铸造组织，呈现为无明显包晶晕、树枝晶不明显、显微偏析不明显的过包晶凝固组织，减少了含铌铸造钛铝合金铸锭和铸件的热裂趋势，为一种可用于制造组织致密、偏析少、抗热裂性好、性能良好的钛铝合金铸锭和铸件的理想铸造钛铝合金。本发明合金的成分原子比为:Al48.29～48.4％；Nb3～5％；Cr1.9～2％；N0.6～0.8％；B0.1～0.3％；余量为Ti。该合金可主要用于制造发动机用低压涡轮叶片、增压涡轮叶片等耐热结构部件。
为得到组织致密偏析少、抗热裂性好、性能良好的具有过包晶凝固特征的中铌铸造钛铝合金，本发明满足以下要求：①调整Al元素含量以保证中铌含量3～5at％的合金以过包晶凝固路径凝固，即合金中Al、Cr元素的Al当量与中等含量Nb的铝当量之和应处于TiAl合金图中的过包晶成分区域；②必须保证合金包晶反应完之后生成的包晶相含量：残余液相含量＝1：0.95～1，以保证合金熔体的流动性并控制包晶相不呈树枝状生长；③加入适量N、B元素细化组织，进一步减少偏析，并强化基体，提高合金铸态性能。
为此，本发明以Ti-48Al-2Nb-2Crat.％合金的过包晶凝固特征设计为基础，调整Al含量的范围和Nb含量范围，特别是要调整Nb含量，以保证其所对应的Al当量不至于影响整体合金的Al当量。
在确定所述Al含量的范围和Nb含量范围时：
1)通过公式(1)和公式(2)将四元合金TiAl-xNb-2Cr(x＝1,2,3,4,5,6,7)转化成三元合金TiAl-yNb(y＝1.67,2.67,3.67,4.8,6,7.11,8.25)合金，其中：
y＝x+0.67(y≤3)(1)
y＝2*(1/((0.00643x2-0.098x+0.54)*10))(y≤3)(2)
公式(1)和(2)中：y是四元合金TiAl-xNb-2Cr(x＝1,2,3,4,5,6,7)转化成三元合金TiAl-yNb(y＝1.67,2.67,3.67,4.8,6,7.11,8.25)合金的Nb当量。
以文献(DavidR.Johnson,HaruyukiInui,ShinjiMuto,YujiOmiya,TakamitsuYamanaka.Microstructuraldevelopmentduringdirectionalsolidificationofα-seededTiAlalloys.ActaMaterialia54(2006).P1084.Tab.(2),Fig.10(b))中关于Nb、Cr的Al当量值为标准：Cr当量系数为0.1、铌当量系数根据Nb含量在0.16～0.3中变化，Nb含量越高，Al当量系数越低。
2)通过公式(3)和公式(4)将三元TiAl合金成分转变为二元TiAl合金成分：Ti-zAl(z＝49.03,49.44,49.84,50.30,50.79,51.24,51.70)，
z＝b/(100-y)-0.3*y(y≤3)(3)
z＝b/(100-y)-(0.00643x2-0.098x+0.54)*y(3<y≤7)(4)
(b＝48.21,48.23,48.39,48,41,48.35,48.32,48.25)
公式(3)和(4)中：z是三元TiAl合金成分转变为二元TiAl合金成分的Al含量；b为对于不同Nb含量的包晶反应后的残余液相与包晶相比例为1：1的Al含量。
3)通过以TiAl-8Nb合金相图(ChenGL,XuXJ,TengZK,WangYL,LinJP,MicrosegregationinhighNbcontainingTiAlalloyingotsbeyondlaboratoryscale.Intermetallics,2007；15:625-631.P628,Fig.4)为依据，将TiAl-8Nb合金相图与二元TiAl合金相图中的包晶反应线上的β最大固溶度点Cβ,包晶点Cp和α最大固溶度点Cα的三个点连接，按照不同Nb含量进行等分，获得以下不同Nb含量的Ti-Al-xNb三元系统中包晶反应线上的β最大固溶度点Cβ,包晶点Cp和α最大固溶度点Cα，这三个重要成分点的Al含量值见表1。
4)采用杠杆定律，获得不同Nb含量的理想TiAl合金在包晶反应结束后生成的包晶相含量和剩余液相的比例见表2。实际合金由于熔炼过程中的元素烧损不可避免，只能维持与名义成分接近的程度。因此，在设计上，申请人仍将实际4822合金的包晶反应结束后生成的包晶相含量和剩余液相的比例关系做为基础，设计中铌含量实际TiAl合金，结果见表3。
包晶反应结束后生成的包晶相含量＝Cα－某合金Al当量/(Cα－Cp)
剩余液相含量＝1－包晶反应结束后生成的包晶相含量
表1TiAl合金包晶线上三个重要成分点随铌含量的变化
| 合金成分 | Nb当量(at.％) | β点 | 包晶点 | α点 |
| TiAl | 0 | 44.80 | 47.30 | 49.40 |
| TiAl1Nb2Cr | 1.67 | 45.20 | 47.63 | 50.42 |
| 4822(TiAl.92Nb1.94Cr) | 2.57 | 45.41 | 47.81 | 50.97 |
| TiAl2Nb2Cr | 2.67 | 45.43 | 47.83 | 51.04 |
| TiAl3Nb2Cr | 3.67 | 45.67 | 48.03 | 51.65 |
| TiAl3.94Nb1.95Cr | 4.81 | 45.94 | 48.26 | 52.34 |
| TiAl4Nb2Cr | 4.80 | 45.94 | 48.26 | 52.34 |
| TiAl5Nb2Cr | 6.00 | 46.23 | 48.50 | 53.08 |
| TiAl6Nb2Cr | 7.11 | 46.49 | 48.72 | 53.75 |
| TiAl7Nb2Cr | 8.25 | 46.76 | 48.95 | 54.45 |
| TiAl8Nb2Cr | 9.25 | 47.00 | 49.15 | 55.07 |
表2理想TiAl合金包晶反应结束后包晶相与剩余液相比例随铌含量的变化
| 合金成分 | Al当量at.％ | α相比例 | 液相比例 | 液相与α相比例 |
| Ti48.04Al1Nb2Cr | 49.03 | 50.00 | 50.00 | 1 |
| Ti48.23Al2Nb2Cr | 49.44 | 49.99 | 50.01 | 1 |
| Ti48.39Al3Nb2Cr | 49.84 | 50.00 | 50.00 | 1 |
| Ti48.41Al4Nb2Cr | 50.30 | 50.00 | 50.00 | 1 |
| Ti48.35Al5Nb2Cr | 50.79 | 50.00 | 50.00 | 1 |
| Ti48.32Al6Nb2Cr | 51.24 | 50.00 | 50.00 | 1 |
| Ti48.25Al7Nb2Cr | 51.70 | 50.00 | 50.00 | 1 |
| Ti47.90Al8Nb2Cr | 51.74 | 50.00 | 50.00 | 1 |
表3实际TiAl合金包晶反应结束后包晶相与剩余液相比例随铌含量的变化
| 合金成分 | Al当量at.％ | α相比例 | 液相比例 | 液相与α相比例 |
| 4822(Ti48.19Al1.92Nb1.94Cr) | 49.35 | 51.24 | 48.76 | 0.95 |
| Ti48.39Al2.94Nb1.95Cr | 49.80 | 51.25 | 48.75 | 0.95 |
| Ti48.40Al3.94Nb1.95Cr | 50.25 | 51.29 | 48.71 | 0.95 |
| Ti48.41Al4.94Nb1.95Cr | 50.73 | 51.26 | 48.74 | 0.95 |
依据表1显示的设计结果，在不同铌含量的TiAl中均有理想成分出现，低铌含量合金中理想合金即为4822合金，而当合金成分为中铌Ti-48.4Al-3.94Nb-1.95Cr和高铌Ti-48.25Al-7Nb-2Cr时(表2,3)，包晶相含量与剩余液相的比例均为1：0.95～1，与4822合金当中的包晶相含量和剩余液相的比例接近。但是，高铌合金欲实现过包晶凝固，合金整体Al当量将达到51.7at.％，凝固后组织中γ相含量增加，会增加合金的脆性，合金铸锭和铸件的热裂趋势仍然很高，抗热裂性差。因此，中铌含量的、具有过包晶凝固的Ti-48.45Al-3.94Nb-1.95Cr合金是比较理想的铸造钛铝合金，获得无热裂裂纹的合金铸锭(附图2)以及全片层凝固组织(附图3)。
众所周知，细化晶粒可以进一步降低组织偏析和成分偏析，全片层组织具有最佳的力学性能。为了在最终铸锭及铸件中获得晶粒细小的、等轴的全片层组织，本发明还在合金中加入了适量N、B等合金元素，并对用此合金生产的铸锭和铸件，在真空炉中进行温度为1100～1200℃，100h的等温退火。
本发明涉及一种具有过包晶凝固特征的中铌铸造钛铝合金。包括:Ti、Al、Nb、Cr、B、N元素，其特征在于：在铝含量为48.29～48.4at.％的钛铝合金中加入3～5at.％的中等含量铌元素，其凝固路径为过包晶凝固，包晶反应完之后生成的包晶相含量：残余液相含量＝1：0.95～1，其凝固特征为：合金的铸造组织为过包晶凝固组织，先析出初生β树枝晶，经过包晶反应，包晶α相完全消耗β树枝晶，初生β相基本被包晶α相消耗而取代，初生枝晶转变为非枝晶组织，最终形成不明显分化的球状α枝晶；α枝晶间无明显包晶晕、树枝晶不明显、显微偏析不明显的过包晶凝固组织，减少了含铌铸造钛铝合金铸锭和铸件的热裂趋势；B元素添加适量N、B元素，致使合金凝固组织细小均匀，从而进一步降低材料中片层团之间的开裂。确定本发明合金的成分原子比为:Al为48.29～48.4％；Nb为3～5％；Cr为1.9～2％；N为0.6～0.8％；B为0.1～0.3％；余量为Ti。本发明目的通过对TiAl合金中Al、Nb含量的合理调配，获得一种抗热裂性良好的含中等含量铌3～5at.％的TiAl合金。综上所述，本发明目的通过对TiAl合金中Al、Nb含量的合理调配，获得中铌铸造TiAl合金具有过包晶凝固特征，其合金铸锭和铸件在浇注后，以过包晶凝固方式凝固，获得无明显树枝晶和偏析的凝固组织，铸锭和铸件热裂趋向小，不易开裂。该合金是制造组织致密、偏析少、抗热裂性好、性能良好的钛铝合金铸锭和铸件的理想铸造钛铝合金。该合金能够用于制造发动机用铸造低压涡轮叶片、增压涡轮叶片等耐热结构部件。
附图说明
图1是亚包晶TiAl凝固组织形貌；
图2是无热裂裂纹的合金铸锭；
图3是过包晶TiAl凝固组织形貌。
具体实施方式
本发明是一种具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金，所述具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金是在铝含量为48.29～48.4at.％的钛铝合金中加入3～5at.％的铌元素得到的。所述的抗热裂型中铌铸造TiAl合金由Al、Nb、Cr、B、N和Ti组成，其中：Al为48.29～48.4％，Nb为3～5％；Cr为1.9～2％；N为0.6～0.8％；B为0.1～0.3％；余为Ti。所述的百分比均为原子比为。
所述具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金中，Al、Cr元素的Al当量与3～5at.％的铌元素的铝当量之和应处于TiAl合金图中的过包晶成分区域。
所述具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金中的包晶相含量：残余液相含量＝1：0.95～1，以保证合金熔体的流动性并控制包晶相不呈树枝状生长。
本发明中提出了6个实施例，各实施例的组分如表4所示：
表4各实施例的组分：
所述的百分比均为原子百分比。
制备所述具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金时，按常规方法对各元素的原材料进行混料，压制成真空自耗电弧熔炼电极。所述的TiAl合金采用常规真空自耗电弧熔炼工艺铸造，得到TiAl合金铸锭。为了使得到的TiAl合金具有晶粒细小等轴的全片层组织，对冷却后的TiAl合金铸锭在真空炉中进行100h的等温退火，等温退火的温度为1100～1200℃。最终形成的TiAl合金铸锭能够用于TiAl合金铸件的生产，冷却后的TiAl合金铸锭也在真空炉中进行温度为1100～1200℃，100h的等温退火。
Claims (1)
1.一种具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金，包括：Ti、Al、Nb、Cr、B和N元素，其特征在于：在铝含量为48.29～48.4at.％的钛铝合金中加入3～5at.％的含量铌元素；其中：Al为48.29～48.4％，Nb为3～5％；Cr为1.9～2％；N为0.6～0.8％；B为0.1～0.3％；余为Ti；所述百分比均原子百分比；
Al、Cr元素的Al当量与3～5at.％的铌元素的铝当量之和应处于TiAl合金图中的过包晶成分区域；
所述具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金中的包晶相含量：残余液相含量＝1：0.95～1，以保证合金熔体的流动性并控制包晶相不呈树枝状生长。
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Granted publication date: 20160427 |