CN101056998B

CN101056998B - 钛铝基合金

Info

Publication number: CN101056998B
Application number: CN2005800390124A
Authority: CN
Inventors: 米夏埃尔·厄林; 乔纳森·保罗; 乌韦·洛伦茨; 弗里茨·阿佩尔
Original assignee: GKSS Forshungszentrum Geesthacht GmbH
Current assignee: Helmholtz Zentrum Geesthachi Zentrum fur Material And Seacoast Research Center Co Ltd
Priority date: 2004-11-23
Filing date: 2005-09-01
Publication date: 2010-10-13
Anticipated expiration: 2025-09-01
Also published as: JP2009097095A; EP1819838A1; US20120263623A1; EP1819838B1; KR20070086597A; CA2587237C; RU2370561C2; JP4467637B2; US20100015005A1; ES2322082T3; JP2008520826A; WO2006056248A1; CA2587237A1; DE502005006844D1; CN101056998A; DE102004056582A1; RU2007123588A; KR101010965B1; DE102004056582B4; ATE425272T1

Abstract

本发明涉及一种通过应用熔融冶金技术和粉末冶金技术制造的钛铝基合金，该合金具有Ti-zAl-yNb的合金组成，其中44.5原子％≤z≤45.5原子％，5原子％≤y≤10原子％，以及可能的添加物B和/或C，B和/或C的含量在0.05原子％至0.8原子％之间。该合金的特征在于，该合金含有0.1原子％到3.0原子％的钼(Mo)。

Description

钛铝基合金

技术领域

本发明涉及一种通过应用熔融冶炼技术和粉末冶金技术制造的钛铝基合金，其具有的合金组成为Ti-zAl-yNb，其中，44.5原子％≤z≤47原子％，优选为44.5原子％≤z≤45.5原子％，5原子％≤y≤10原子％，以及可能的添加物B和/或C，其含量在0.05原子％和0.8原子％之间。

背景技术

钛铝合金具有如下特性，即将钛铝合金用作轻型结构材料，特别是在高温下应用的轻型结构材料是特别有利的。在工业应用上对于这种特别的合金很感兴趣，该合金以具有四方结构的金属间相γ-(TiAl)为基础，并且除了主要相γ-(TiAl)之外还含有少量具有六方结构的金属间相α₂(Ti₃Al)。这种γ-钛铝-合金由于密度小(3.85～4.2g/cm³)、弹性模量高、强度高和直至700℃的蠕变强度的特性而显得突出，这些特性使得该合金在升高了的使用温度下作为移动构件的材料具有吸引力。对此的例子是飞机驱动装置和固定式燃气轮机中的涡轮叶片、发动机的阀以及热气通风设备。

在铝含量为45原子％和49原子％之间的合金技术的重要领域中，在熔融物的固化(凝固)和随后的冷却时会发生一系列的相变化。固化或者完全通过具有立方体心结构(高温相)的β-混合晶体完成或者在两个包晶(转熔，peritektischen)反应中完成，具有六方结构的α-混合晶体和γ-相参与其中。

此外已知的是，元素铌(Nb)引起强度、蠕变强度和抗氧化性，以及可延展性的提高。利用在γ-相中基本上不溶的元素硼，不仅浇铸状态而且在形变后利用随后在α-区域的热处理可达到精细的结晶化(Kornfeinung)。在组织中β-相的升高部分，由于低铝含量和高β-稳定元素的浓度可以引起这种相的更严重的分散，并且起到使机械特性变差的作用。

γ-钛铝-合金的机械特性是强烈各向异性的，这是基于其变形特性和断裂的行为特性，还由于优选调节的片状组织或双重-组织的组织各向异性。为了有目的的调节组织和构造，在由钛铝制造构件时采用浇铸方法、不同的粉末冶金方法和变形方法以及这些制造方法的结合。

由Y-W.Kim和D.M.Dimiduk在出版物“Structural Intermetallics(结构金属互化物)1997”，Eds.M.V.Nathal，R.Darolia，C.T.Liu，P.L.Martin，D.B.Miracle，R.Wagner，M.Yamaguchi，TMS，Warrendale PA，1996，第531页中(的文献)获知，在不同的研究项目中，研究了大量的合金元素在构造、不同的制备方法和各自特性情况下的组织调节方面的作用特性。所发现的关系在此是相似且复杂的，如其在其他的结构性金属，如钢的情况那样，并且该关系原则上只能以限制的形式和非常普通的形式概述。因此，经确定的组成可以具有特性方面卓越的结合。

EP 1 015 605 B1公开了一种钛铝合金，该合金具有在构造上和化学上的均匀组织。在此，主要相γ(TiAl)和α₂(Ti₃Al)是微分散分布的。所公开的具有铝含量为45原子％的钛铝合金由于非常优良的机械特性和高温特性而显得突出。

所有的钛铝合金的普遍问题是它的延展性较小。迄今为止，通过金属间相的本质而预先给出的钛铝合金的高脆性和小的损坏偏差通过合金的作用而决定性地得到改善是无法实现的(参照“Structural Intermetallics(结构金属互化物)1997”，第531页，见上)。虽然对于前言中所述的应用可达到≥1％的多次塑性延展。然而，制造涡轮和发动机要求这种延展性的最低限度在工业生产中通过较大的起始值来保证。因为延展性与组织是敏感相关的，所以在工业生产过程中这是非常困难的，即保证尽可能由均匀的组织构成。对于高强度的合金可容许的最大损坏程度如最大的颗粒聚集区大小或片层聚集区大小特别小，使得对于这样的合金期望具有非常高的组织均匀性。然而，该组织均匀性已经由于合金组成不可避免的变化，如±0.5原子％的Al-含量，只能很困难地实现。

现在，在许多γ-钛铝合金可能的组织类型中，只有片层组织或所谓的双重组织对于高温应用是可以考虑的。通过γ-相的层以结晶学(方式)定向地从α-混合晶体中离析(沉淀)出来的方式在冷却时从α-混合晶体的单相区域中首先生成。

与此相反，当材料在α+γ的两相区域中退火时，形成了由片层聚集区和γ-颗粒构成的双重组织。在此，已有的α-颗粒在冷却时又转变成两相的片层聚集区。粗的组织组成部分首先在γ-钛铝合金中这样生成，即在穿过α-区域时形成大的α-颗粒。这已经能在凝固时出现，即由熔融物形成大的α-相柱状晶体。因此，必须尽可能在加工时避开α-混合晶体的单相区域。然而，因为实际上的组成成分和过程温度出现变动(波动)，并且工件中的局部构造出现变动，因此，不可避免的形成了粗的片层聚集区。

发明内容

基于这种现有技术，本发明的目的在于，提供一种具有细的并且均匀的组织形态学的钛铝合金，其中，在工业实践中出现的合金组成的变化以及在制造过程中不可避免的温度变化对合金的均匀性-特别是制造方法没有根本改变时几乎没有作用或作用不值得一提。此外，本发明的目的还在于，提供一种均质合金的构件。

本发明的目的借助于应用熔融冶金技术和粉末冶金技术所制备的钛铝基合金来实现，该合金具有Ti-zAl-yNb的合金组成，其中44.5原子％≤z≤47原子％，优选为44.5原子％≤z≤45.5原子％，以及5原子％≤y≤10原子％，该合金进一步包括0.1原子％到3.0原子％的钼(Mo)，而合金的剩余部分由Ti(钛)构成。

在试验中已经显示出，通过在具有铌成分的钛铝合金中(通常β-相在整个温度范围内不是稳定的并且因此高温-β-相的剩余部分在传统的工艺步骤(如挤压)时溶解)加入钼元素，达到更好的合金组织均匀性。从而在整个的、与制备过程相关的温度范围内，实现无颗粒粗化的β-相的体积组成。这种根据本发明的合金种类由于精细的且非常均匀分散的β-相而具有高强度值的均匀组织。

因此，提供一种合金，该合金适于高温下应用的轻型构件材料，如涡轮叶片或发动机构件和涡轮的构件。

根据本发明的合金是在应用浇铸冶金、熔融冶金或粉末冶金法或这些方法与改进技术联合应用的情况下制造的。

首先，对Ti-(44.5原子％到45.5原子％)Al-(5原子％到10原子％)Nb添加入含量为1.0原子％到3.0原子％的钼来形成具有高组织均匀性的良好微观结构。

此外，根据本发明的合金具有Ti-zAl-yNb-xB的组成，其中44.5原子％≤z≤47原子％，优选为44.5原子％≤z≤45.5原子％，5原子％≤y≤10原子％以及0.05原子％≤x≤0.8原子％，或者具有Ti-zAl-yNb-wC的组成，其中，44.5原子％≤z≤47原子％，优选为44.5原子％≤z≤45.5原子％，5原子％≤y≤10原子％以及0.05原子％≤w≤0.8原子％，每种组成含有0.1原子％到3原子％的钼(Mo)。

可选地，由Ti-zAl-yNb-xB-wC构成合金，其中，44.5原子％≤z≤47原子％，优选为44.5原子％≤z≤45.5原子％，5原子％≤y≤10原子％，0.05原子％≤x≤0.8原子％以及0.05原子％≤w≤0.8原子％，并且额外地含有0.1原子％到3原子％的钼(Mo)。

借助所给出的合金和相应的合金含量，生成对于工艺温度范围较宽的具有精细分散β-相的高强度的γ-钛铝合金。

在本发明中，所力求的组织稳定性和工艺安全性是这样达到的，即通过有目的地加入立方体心β-相而避免出现在整个、在制造过程和在使用时经过的温度范围内的单相区域。原则上在所有技术的钛铝合金情况下，β-相作为温度≥1350℃的高温相出现。

由文献资料获知，这种相可以通过许多不同的元素，如Mo、W、Nb、Cr、Mn和V在更低温度下被稳定。然而，在加入这些合金元素时的特别问题在于，必须非常精确地使β-稳定元素的含量与Al含量相匹配。此外，在添加入这些元素时，出现了不希望的相互作用，该相互作用导致β-相部分较高并且导致这种相的粗分散。这种结构对于机械性能非常不利。

此外，β-相的特性也与每种合金元素及其组成相关。特别地，必须这样选择结构，即要尽可能地避免从β-相分离出脆性的ω-相。根据这种关系提供了合金组成，采用这种合金组成可以实现对于机械性能最优化的组成及用于较宽范围的工艺温度下分散的β-相。同时得到尽可能良好的强度性能。

根据本发明的一个优选的实施方案，合金还含有硼，优选地，合金中的硼含量为0.05原子％到0.8原子％。硼的添加有利地形成了稳定的析晶(Ausscheidungen)，该结晶有助于根据本发明的合金的机械硬化和合金的组织的稳定。

此外，当合金含有碳，而且碳含量优选为0.05原子％到0.8原子％时是有利的。同样，优选与上述添加剂硼结合的碳的添加，形成稳定的结晶，其也有助于合金的机械硬化和组织的稳定。

此外，本发明的目的通过一种构件来实现，该构件是由根据本发明的合金制造的。为了避免重复，请参照上述的具体说明。

附图说明

本发明随后在不限制总的发明构思的情况下，根据实施例并参照所附的示意图进行例示性的描述，此外，本发明参照了与公开出版物有关的，在本申请中并未更进一步解释的根据本发明的所有细节。图示出：

图1铸锭的扫描电镜图，该铸锭是由合金Ti-45Al-8Nb-0.2C(原子％)构成的；

图2a-2c在不同的方法步骤后，借助扫描电镜的合金Ti-45Al-8Nb-0.2C(原子％)中组织的各个图像；

图3a和3b在不同的方法步骤后，在根据本发明的合金Ti-45Al-5Nb-2Mo(原子％)中组织的各个图像，以及

图4合金Ti-45Al-5Nb-2Mo(原子％)样品的压力-延展曲线图。

具体实施方式

在图1中示出了在合金Ti-45Al-8Nb-0.2C(原子％)铸锭中的组织的二幅图。这些图以及以下所有的图都是借助在扫描电镜中的反向散射电子拍摄的。

组织(图1)示出的是α₂-相和γ-相的片层聚集区，该片层聚集区是由先前的γ-薄片生成的。该先前的γ-薄片是从β-相或B2-相的亮色构成的颗粒条带分离出的。在β-α-转变中首先形成的α-薄片在进一步的冷却下分成α₂-薄片和γ-薄片。

在图2a到2c中示出了在不同的方法步骤后，在扫描电子显微镜图像下的合金Ti-45Al-8Nb-0.2C的组织的其他图像。图2a示出的是在1230℃下挤压后的组织。挤压方向是水平的。该组织示出了α₂-相和γ-相的颗粒，其中，立方体心的β-相消失了。

图2b示出了在1230℃下挤压后的合金的组织和在1100℃下的另一个锻造步骤。该组织示出了α₂-相和γ-相的颗粒和一些少量的α₂/γ-片层聚集区。

在图2c中示出了在1230℃下挤压后并随后在1330℃下热处理的合金组织。该组织也示出了α₂-相和γ-相的颗粒。该图像示出了具有α₂-相和γ-相的片层的全片状组织。片层聚集区大小总计约200μm，其中，也出现了明显大于200μm的聚集区。

如在图2a中所示的组织，在图2b和2c中所示出的组织中也不再出现立方体心的相。因此，在这个温度范围中的β-相在挤压后进行热处理在热力学上是不稳定的。

在图3a和3b中，在两幅扫描电镜图中示出了根据本发明的合金组织。基于合金Ti-45Al-5Nb，加入2原子％的钼合金元素。形成的这种合金Ti-45Al-5Nb-2Mo以一种组成成分为基础，如其在欧洲专利EP 1 015 650 B1中所描述的。

图3a和3b示出了这种根据本发明的合金组织，该合金组织是在1250℃下挤压和随后在1030℃(图3a)以及在1270℃下(图3b)热处理之后观察到的。

在图3a中的组织示出了α₂-相，γ-相和以浅色构成的并以条带状排列的β-相。在图3b中的组织示出了α₂-相和γ-相的片层聚集区以及浅色构成的β-相的颗粒，γ-相从这里重新结晶出来(析出)。

图3a和3b中的组织是精细的、非常均匀的，并且该组织示出了β-相的均匀分布。在1030℃下热处理后出现球形的组织，其中，当在1270℃下热处理的材料具有均匀分布的β-(相)颗粒并为非常均匀、全片状的组织时(图3b)，条带状的β-相颗粒与挤压方向平行排列(图3a)。

合金Ti-45Al-5Nb-2Mo的组织的聚集区大小总计在20到30μm之间，并且至少比γ-钛铝合金的全片状组织小5倍。此外，在β-相内部析出γ-相，以致于β-颗粒分布非常精细。因此，总体达到了非常精细和均匀的组织。

在试验中已经表明，这种精细和均匀的组织形态在达到1320℃的整个高温范围的热处理之后是存在的。从而明确显示出该组织，即在整个的、对于制造工艺相关的温度范围内存在足够的β-相的体积组成，并且有效地抑制了颗粒的增大。

在对材料实施的拉伸试验中，该材料在1030℃下进行热处理，在室温下测得的延展极限为867MPa，拉伸强度为816MPa以及塑性最大伸长量为1.8％。

图4示出了在拉伸试验中测得的合金Ti-45Al-5Nb-2Mo样品的压力-拉伸曲线。样品材料在1250℃下被挤压并且随后在1030℃热处理2小时，然后进行炉内冷却。在700℃和900℃时得到的拉伸曲线显示出，该合金适于多种高温应用。

通过加入少量的钼合金元素而达到合金中非常均匀的微观结构，使得这种合金可以良好地作为高温材料使用。

此外，在图4中示出了在室温下(25℃)对根据本发明的材料进行拉伸试验的结果，其中，给出了拉伸压力σ(MPa)对应于延展ε(％)的曲线。其中，发现延展极限增大了，而在γ-钛铝合金中的这种延展极限增大迄今为止还没观察到过。这表示了对于特别精细和均匀的组织的一种征兆。延展极限的增大表明，该材料可以通过塑性流动而对局部的压力有反应，这对于延展性和损坏偏差是非常有利的。

根据本发明的合金的均匀性与相关的工艺温度范围中温度或组成的变化相关，该变化在技术上是可以避免的。

根据本发明的钛铝合金是应用浇铸冶金或粉末冶金技术制造的。例如可以通过热锻、热压或热挤压以及热轧来加工根据本发明的合金。

本发明表现出如下的优点，即尽管在工业生产中出现了合金组成和工艺条件的变化，还是比迄今为止的方法更有效地提供了具有非常均匀的微观结构和高强度的钛铝合金。

根据本发明的钛铝合金达到了直至700℃到800℃的温度下的高强度以及良好的室温下的延展性。因此，该合金可适用于多种领域，并且可以应用于例如特定的高负载的构件中，或者可以在对于钛铝合金而言非常高的温度下应用。

Claims

1.一种通过应用熔融冶金技术和粉末冶金技术制造的钛铝基合金，所述合金具有Ti-zAl-yNb的合金组成，该Ti-zAl-yNb的合金组成具有44.5原子％≤z≤47原子％、5原子％≤y≤10原子％以及作为其余组成的Ti和不可避免的杂质，其特征在于，所述合金含有0.1原子％到3原子％的钼(Mo)并且β相在达到1320℃的整个高温范围的热处理之后存在。

2.一种通过应用熔融冶金技术和粉末冶金技术制造的钛铝基合金，所述合金具有Ti-zAl-yNb-xB的合金组成，该Ti-zAl-yNb-xB的合金组成具有44.5原子％≤z≤47原子％、5原子％≤y≤10原子％、0.05原子％≤x≤0.8原子％以及作为其余组成的Ti和不可避免的杂质，其特征在于，所述合金含有0.1原子％到3原子％的钼(Mo)并且β相在达到1320℃的整个高温范围的热处理之后存在。

3.一种通过应用熔融冶金技术和粉末冶金技术制造的钛铝基合金，所述合金具有Ti-zAl-yNb-wC的合金组成，该Ti-zAl-yNb-wC的合金组成具有44.5原子％≤z≤47原子％、5原子％≤y≤10原子％以及0.05原子％≤w≤0.8原子％以及作为其余组成的Ti和不可避免的杂质，其特征在于，所述合金含有0.1原子％到3原子％的钼(Mo)并且β相在达到1320℃的整个高温范围的热处理之后存在。

4.一种通过应用熔融冶金技术和粉末冶金技术制造的钛铝基合金，所述合金具有Ti-zAl-yNb-xB-wC的合金组成，该Ti-zAl-yNb-xB-wC的合金组成具有44.5原子％≤z≤47原子％、5原子％≤y≤10原子％、0.05原子％≤x≤0.8原子％、0.05原子％≤w≤0.8原子％以及作为其余组成的Ti和不可避免的杂质，其特征在于，所述合金含有0.1原子％到3原子％的钼(Mo)并且β相在达到1320℃的整个高温范围的热处理之后存在。

5.根据权利要求1到4中任一项所述的合金，其特征在于，所述合金组成中的Al(zAl)的含量为44.5原子％≤z≤45.5原子％。

6.一种构件，所述构件是由根据权利要求1到5中任一项所述的合金制造的。