本發(fā)明涉及輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料領(lǐng)域，是一種含0.5-2.0at.％ta并用于800℃的具有過包晶凝固的高al中nb鑄造γ-tial合金。

背景技術(shù)：

tial合金具有輕質(zhì)，優(yōu)良的高溫強(qiáng)度，良好的抗氧化和抗熱腐蝕性能，較好的疲勞性能、斷裂韌性和塑性等綜合性能，與傳統(tǒng)的ni基和co基高溫合金相比，鑄造γ-tial合金具有輕質(zhì)的特點(diǎn)，對于飛機(jī)發(fā)動機(jī)減重，提高發(fā)動機(jī)的體重比具有重要意義。隨著美國ge公司將ti-48al-2cr-2nb合金應(yīng)用于ge-nx90飛機(jī)發(fā)動機(jī)700℃用低壓渦輪葉片，歐洲的r&r公司在trent發(fā)動機(jī)上、safran公司在cfm-leap發(fā)動機(jī)上也將ti-48al-2cr-2nb合金應(yīng)用于700℃用低壓渦輪葉片。鑄造γ-tial基合金的應(yīng)用逐漸擴(kuò)大。對于鑄造γ-tial合金的研發(fā)，國內(nèi)僅有鋼鐵研究總院所開發(fā)的含釩適用于700℃的ti-48al-2.5v-1cr合金，該合金在坦克車輛的增壓渦輪上取得了一定應(yīng)用。

隨著航天航空發(fā)動機(jī)和車輛用發(fā)動機(jī)熱端部件服役溫度的進(jìn)一步提高，開發(fā)可用于800℃的具有良好抗氧化性能和鑄造性能的γ-tial基合金成為今后該領(lǐng)域研究的熱點(diǎn)。人們通過添加更高含量va族元素(主要有v、nb、ta元素，特別是具有良好抗氧化特性的nb元素)，開發(fā)了高nb含量的鑄造γ-tial合金，如：鋼鐵研究總院在ti-48al-2.5v-1cr合金基礎(chǔ)上開發(fā)了ti-48al-7nb-2.5v-1cr，高溫強(qiáng)度以及抗氧化性能有一定提高。英國伯明翰大學(xué)重點(diǎn)研究了不含nb的高ta含量(6-8at.％)的γ-tial合金，發(fā)現(xiàn)高ta-tial合金具有更好的室溫韌性和高溫蠕變性能(y.guo,r.liu,h.jin,etal.deformationofpstcrystalsofti46a18nbandti46a18ta.tmsanuualmeeting,2014,pages135-142.)。同時有研究發(fā)現(xiàn)含ta的tial合金具有良好的抗氧化性能，如takeshiizumi發(fā)現(xiàn)在tial合金中直接添加2at.％ta可提高其抗氧化能力(takeshiizumietal.oxidationbehaviorofsulfidationprocessedtial–2at.％x(x＝si,mn,ni,ge,y,zr,la,andta)alloysat1173kinair.intermetallics,2005,13(7):694–703)。國內(nèi)西北有色金屬研究院研究人員發(fā)現(xiàn)，加入3at.％ta元素可使鍛造類ti-46.5al-3ta-2cr-0.2w合金強(qiáng)度明顯提高(yuanyuanluo,weidongzeng,zhengpingxi,etal.microstructure,mechanicalpropertiesandoxidationbehaviorofahot-extrudedtialcontainingta.raremetalmateng[j],2015,44(2):282-287.)。但是，高含量的va族元素，易造成合金在鑄造過程中凝固偏析嚴(yán)重，熱裂趨向明顯，鑄造性能差，而且高ta含量的γ-tial密度較高、成本高。隨著mtu公司將ti-43.5al-4nb-1mo-0.1b(tnm)這類中等nb含量鍛造類γ-tial合金應(yīng)用于渦扇發(fā)動機(jī)壓氣機(jī)葉片，降低ta、nb含量成為未來γ-tial合金的研發(fā)趨勢。

西北工業(yè)大學(xué)在zl201410598345.1的專利中提出了一種具有過包晶凝固特征的抗熱裂型中鈮鑄造tial合金,該合金為中等nb含量的過包晶凝固型抗熱裂鑄造γ-tial合金,合金成分為：al：48.29～48.4％，nb：3～5％；cr：1.9～2％；n：0.6～0.8％；b：0.1～0.3％；余量為ti。所述百分比均為原子百分比。該合金組織致密、偏析少，熱裂傾向小，但是該合金使用溫度未達(dá)到800℃。

為了進(jìn)一步提高鑄造tial合金使用溫度，申請人擬在具有過包晶凝固的高al中nb鑄造γ-tial合金中添加微量(0.5-2.0at.％)ta元素。到目前為止，通過檢索國內(nèi)外的專利、學(xué)術(shù)論文和學(xué)位論文等，尚未見到在具有過包晶凝固特征的高al中nb鑄造γ-tial合金中添加微量(0.5-2.0at.％)ta元素，來提高鑄造tial合金使用性能的研究工作報(bào)道。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

為滿足鑄造γ-tial合金在800℃下使用的要求，并且克服現(xiàn)有技術(shù)中存在的γ-tial合金鑄造性能差的不足，本發(fā)明提出了一種適用于800℃的鑄造γ-tial合金。

本發(fā)明由al、nb、ta、b和ti組成，其中al為48.5～49.9％，nb為3.2～4.0％,ta為0.5-2.0％,b為0.1～0.2％，余量為ti；所述的百分比為原子百分比。通過鑄錠冶煉方式得到鑄造γ-tial合金。

所述鑄錠冶煉過程中引入o雜質(zhì)和fe雜質(zhì)，其中：o≤0.05％，fe≤0.05％；所述百分比為原子百分比,并且o百分含量與fe百分含量均為體系的百分含量。

本發(fā)明在zl201410598345.1專利的基礎(chǔ)上，提出了一種含0.5-2.0at.％ta并用于800℃的具有過包晶凝固的高al中nb鑄造γ-tial合金，以在保證合金具有良好的抗氧化性能和鑄造性能的同時，提高合金的強(qiáng)度。

本發(fā)明添加3.2～4.0at.％的nb元素，來提高合金強(qiáng)度。而添加過多的nb會使合金凝固方式從過包晶凝固轉(zhuǎn)變?yōu)閬啺?，并且增加合金開裂傾向，而nb含量過少不足以提高合金的性能。

在此基礎(chǔ)上添加0.5-2.0at.％ta元素，進(jìn)一步細(xì)化tial合金的枝晶和片層，提高塑性、高溫強(qiáng)度和抗氧化性能。研究表明，在空冷條件下，隨著ta含量的增加，枝晶二次臂間距逐漸減小，如附圖1所示。當(dāng)ta含量到達(dá)2.0at.％時，枝晶二次臂間距減小程度減弱。除此之外，ta的添加能細(xì)化片層團(tuán)，減少凝固過程中產(chǎn)生的織構(gòu)，如附圖2和附圖3所示，隨著ta的加入，晶粒的取向增多，各相異性程度增加，如附圖2b～2f、附圖3b～3f所示。ta還能細(xì)化tial合金片層，如附圖4所示。但是ta含量過高，組織細(xì)化程度不明顯之外，增大合金密度，增加合金成本的同時增加合金的偏析，因此ta元素含量應(yīng)控制在2.0at.％以內(nèi)。

同時，由于加入了β穩(wěn)定化元素nb和ta，為了保證合金凝固路徑仍為過包晶凝固，需要嚴(yán)格控制al含量，防止al含量過多或過少而改變合金凝固路徑。因此需要調(diào)整al含量與nb、ta的比例。文獻(xiàn)(davidr.johnson,haruyukiinui,shinjimutoetal.microstructuraldevelopmentduringdirectionalsolidificationofαseededtialalloys.actamaterialia54(2006).p1084)中關(guān)于ta的al當(dāng)量系數(shù)為0.3，nb的al當(dāng)量系數(shù)為0.3(nb含量大于3.0at.％時成立)，如當(dāng)ta含量到達(dá)2at.％時，nb含量為3.2at.％，此時需要增加al含量至49.9％at.％，使得合金仍以過包晶方式凝固(過包晶開始轉(zhuǎn)變點(diǎn)處al含量為47.3％)。

適當(dāng)加入b作為細(xì)化劑生成各種硼化物強(qiáng)化晶界以提高合金的強(qiáng)度和拉伸性能。同時，嚴(yán)格控制各種合金元素成分范圍使合金以過包晶方式凝固，并且避免了出現(xiàn)b2相，從而降低合金熱裂趨向。

本發(fā)明在所述具有過包晶凝固特征的高al中nb鑄造tial合金中添加0.5～2.0at.％的ta元素,并采用var真空自耗電弧熔煉+冷坩堝真空感應(yīng)熔煉工藝獲得合金錠，所述var真空自耗電弧熔煉重復(fù)三次。合金隨后在1400℃進(jìn)行均勻化處理，保溫2小時，空冷。熱等靜壓溫度為1260℃，壓力為200mpa，保溫3小時。

通過采取上述措施，本發(fā)明的鑄造γ-tial合金在800℃下具有優(yōu)異的力學(xué)性能，其抗拉強(qiáng)度σb≥420mpa，合金的熔點(diǎn)1500～1540℃，密度為4.0g/cm³，無磁性。該合金鑄錠經(jīng)精密鑄造成型技術(shù)，可應(yīng)用于制造航空航天飛行器低壓渦輪葉片、高超聲速飛行器進(jìn)氣道壁板、坦克和汽車增壓器渦輪等熱端部件。本發(fā)明所述合金與鑄造ti-48al-2nb-2cr合金相比較，使用溫度從700℃提高到800℃。本發(fā)明所述合金與中等nb含量的tial合金相比，力學(xué)性能也有顯著提高，800℃拉伸性能提高100％以上，如表1所示。

附圖說明

圖1是ti-48.5al-3nb-xta合金二次枝晶間距隨著ta含量的變化趨勢。

圖2是ti-48.5al-3nb合金ebsd取向分布及其極圖；其中，2a是ti-48.5al-3nb合金sem組織，2b是ti-48.5al-3nb合金白色方框內(nèi)ebsd取向分布，2c是ipf取向分布，d是ti-48.5al-3nb合金γ相{001}晶面取向分布，2e是ti-48.5al-3nb合金γ相{110}晶面取向分布，2f是ti-48.5al-3nb合金γ相{111}晶面取向分布。

圖3是ti-48.5al-3nb-1ta合金ebsd取向分布及其極圖；其中，3a是ti-48.5al-3nb-1ta合金sem組織，3b是ti-48.5al-3nb-1ta合金白色方框內(nèi)ebsd取向分布，3c是ipf取向分布，3d是ti-48.5al-3nb-1ta合金γ相{001}晶面取向分布，3e是ti-48.5al-3nb-1ta合金γ相{110}晶面取向分布，3f是ti-48.5al-3nb-1ta合金γ相{111}晶面取向分布。

圖4是ti-48.5al-3nb-xta合金tem形貌；其中，4a是ti-48.5al-3nb合金tem片層形貌，4b是ti-48.5al-3nb-2ta合金tem片層形貌。

具體實(shí)施方式

實(shí)施例1：

本實(shí)施例是一種含0.5～2.0at.％ta并用于800℃的具有過包晶凝固特征的中nb鑄造γ-tial合金，由al、nb、ta、b和ti組成,其中al為49.9％,nb為3.2％,ta為2.0％,b為0.2％，余量為ti；所述的百分比為原子百分比，該合金以過包晶方式凝固。鑄錠冶煉過程中會引入o和fe雜質(zhì)，為了不影響合金性能，需要控制雜質(zhì)含量，其中：o≤0.05％，fe≤0.05％；所述百分比為原子百分比,并且o百分含量與fe百分含量均為體系的百分含量。

本實(shí)施例適于制造航空航天飛行器低壓渦輪葉片、高超聲速飛行器進(jìn)氣道壁板等熱端部件。

實(shí)施例二：

本實(shí)施例是一種含0.5～2.0at.％ta并用于800℃的具有過包晶凝固特征的中nb鑄造γ-tial合金，由al、nb、ta、b和ti組成,其中al為48.8％,nb為3.5％,ta為1.2％,b為0.15％，余量為ti；所述的百分比為原子百分比，該合金以過包晶方式凝固。鑄錠冶煉過程中會引入o和fe雜質(zhì)，為了不影響合金性能，需要控制雜質(zhì)含量，其中：o≤0.05％，fe≤0.05％；所述百分比為原子百分比,并且o百分含量與fe百分含量均為體系的百分含量。

本實(shí)施例適于制造航空航天飛行器低壓渦輪葉片、坦克和汽車增壓器渦輪等熱端部件。

實(shí)施例三：

本實(shí)施例是一種含0.5～2.0at.％ta并用于800℃的具有過包晶凝固特征的中nb鑄造γ-tial合金，由al、nb、ta、b和ti組成,其中al為48.6％,nb為4.0％,ta為0.5％,b為0.1％，余量為ti；所述的百分比為原子百分比，該合金以過包晶方式凝固。鑄錠冶煉過程中會引入o和fe雜質(zhì)，為了不影響合金性能，需要控制雜質(zhì)含量，其中：o≤0.05％，fe≤0.05％；所述百分比為原子百分比,并且o百分含量與fe百分含量均為體系的百分含量。

本實(shí)施例適于制造汽車增壓器渦輪等熱端部件。

本發(fā)明中，通過合金各種元素的搭配及其比例的優(yōu)化，使合金具有如下的主要性能：

1、合金的最高使用溫度為800℃。

2、具有良好的力學(xué)性能，見表格1。

3、具有良好的抗氧化性能，見表格2

表1合金力學(xué)性能

表2合金力抗氧化性能