一种含钼高铌β型γ-TiAl合金铸锭及其制备方法
【专利摘要】本发明公开了一种含钼高铌β型γ-TiAl合金铸锭，由以下原子百分比的成分组成：Al43％～45％，Nb5％～7％，Mo1％～2％，微量元素0.1％～0.5％，余量为Ti和不可避免的杂质；另外，本发明还公开了制备所述含钼高铌β型γ-TiAl合金的方法，该方法为：一：制备混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；二、将合金块熔炼；三、铸模成型，得到含钼高铌β型γ-TiAl合金铸锭。该制备方法是在高铌γ-TiAl合金铸锭的基础上通过加入Mo引入β/B2相，避免铸态组织中出现Nb和Al的凝固偏析，在改善高铌γ-TiAl合金铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和力学性能。
【专利说明】—种含钼高铌β型Y-TiAI合金铸锭及其制备方法
【技术领域】
[0001]本发明属于钛铝合金材料制备【技术领域】，具体涉及一种含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭及其制备方法。
【背景技术】
[0002]大推重比航空发动机和高超声速飞行器的发展离不开高温结构材料的进步。当前，新型飞行器及其发动机的服役温度已经达到高温钛合金的服役温度极限，而Ni基合金密度较大，迫切需要发展新型的轻质高温结构材料。TiAl基合金具有密度低，高温比强度和比刚度较高，高温抗氧化、抗蠕变和阻燃性能优异等特点，是一类可以在600°C?900°C之间替代Ni基合金的极具应用前景的轻质高温结构材料。
[0003]经过20多年的发展，TiAl合金在基础理论、组织性能和加工成型等方面取得了巨大进展。GE公司已经把T1-4822合金铸造叶片用在最新的GEnx-1B航空发动机中，该发动机于2011年已经装配于Boeing公司最新服役的787客机；TiAl合金铸造阀门已经成功用于Formula-1赛车的发动机中。然而，传统的低Nb含量的双相Y-TiAl合金的高温强度普遍较低，GEnx-1B航空发动机后两级叶片中应用的双态铸造T1-4822合金，其服役温度仅为7000C ο高铌TiAl合金(T1-(45-46)Al-(5-10)Nb-(W，B，Y))具有优异的高温性能，是发展高温高强Y-TiAl合金的典范，引起了世界各国学术界和研究机构的极大关注。日本三菱重工已经大量地把铸造高铌TiAl合金增压涡轮器应用于Lancer系列轿车中；国内的北京科技大学新金属材料国家重点实验室和哈尔滨工业大学金属精密热加工国防重点实验室在高铌TiAl合金的研制和热加工技术方面做出了重大贡献；德国GKSS研究中心、奥地利Plansee AG公司等研究单位，在高铌TiAl合金的制备、板材轧制技术、高铌TiAl合金高压压气机叶片成型技术等方面取得了重大进展。然而，高铌TiAl合金除了面临普通Y-TiAl合金遭受的室温塑性低和高温变形能力差等困难之外，还面临着凝固组织偏析严重、铸锭制备困难、高温变形能力更差的困境，这严重限制了高铌TiAl合金的工程化应用进展。
[0004]β型Y-TiAl合金凝固路径通过单一 β相区，避免了包晶反应，凝固组织均勻细小无偏析，大大拓宽了 TiAl合金的热加工工艺窗口并提高了 TiAl合金的热成型灵活性。国内的哈尔滨工业大学利用T1-43A1-9V-Y合金制备出高质量的大尺寸TiAl合金板材；美国Air Force实验室的Kim在β型Y-TiAl合金的研制和板材轧制等方面做了大量的研究工作；奥地利莱奥本大学Clemens教授研制出TNMTM(T1-43Al-4Nb-lMo_B)系列合金，并用常规的锻造设备制备出beta gamma TiAl叶片毛坯。日本三菱重工发展了 Ti_42Al_10V和T1-42Al-5Mn两类β型Y -TiAl合金，同样利用传统的热加工设备，生产出TiAl合金板材和各类高质量的汽车发动机零部件。
[0005]尽管β型Y-TiAl合金在工程化应用方面取得了显著的进展，然而以往Mn、V、Cr和Fe稳定化的低Nb或无Nb的β型Y-TiAl合金，其抗氧化能力差，且700°C以上强度低，使用温度局限在700°C附近。
【发明内容】
[0006]本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术中的不足，提供一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭及其制备方法。该制备方法是在高铌Y-TiAl合金铸锭的基础上通过加入Mo引入5%?20%体积百分含量的β/Β2相，能够有效避免高铌Y-TiAl合金铸锭的铸态组织中出现Nb和Al的凝固偏析，该方法制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭将高铌Y-TiAl合金和β型Y-TiAl合金的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，也使β型Y-TiAl合金的使用温度突破700°C的限制，有利于促进高性能Y-TiAl合金的研制和工程化应用进展。
[0007]为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是:一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成:Α143%?45%，Nb5 %?7%，Mol %?2%，微量元素0.1%?0.5%，余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种或两种以上。
[0008]上述的一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成:A144%,Nb6%,Mo2%, Y0.2%, B0.2%，余量为Ti和不可避免的杂质。
[0009]上述的一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成:A144%,Nb6%,Mol%, Υ0.2%, B0.2%，余量为Ti和不可避免的杂质。
[0010]上述的一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成:A145%,Nb7%,Mol%,B0.2%, S1.2%，余量为Ti和不可避免的杂质。
[0011]进一步的，本发明还提供了一种制备上述的含钥高铌β型Y-TiAl合金的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤:
[0012]步骤一:将海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将微量元素置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；
[0013]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以20KW/min?50Kff/min的升高速度将熔炼功率升至300KW?500KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼2min?5min ;所述熔炼的真空度不高于I X 10_3mbar,熔炼在気气气氛中进行；
[0014]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至300°C?800°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0015]上述的方法，其特征在于，步骤一中所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8 %，氧含量均不高于0.1 %。
[0016]上述的方法，其特征在于，步骤二中所述坩埚为氧化钙陶瓷坩埚或石墨坩埚。
[0017]上述的方法，其特征在于，步骤二中所述升高速度为35KW/min，熔炼功率为400KW，所述熔炼的时间为4min。
[0018]本发明与现有技术相比具有以下优点:
[0019]1、本发明是在高铌Y-TiAl合金铸锭的基础上通过加入Mo引入5%?20%体积百分含量的β /Β2相，能够有效避免高铌Y -TiAl合金铸锭的铸态组织中出现Nb和Al的凝固偏析，该方法制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭将高铌Y-TiAl合金和β型Y-TiAl合金的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，也使β型Y-TiAl合金的使用温度突破700°C的限制，有利于促进高性能Y-TiAl合金的研制和工程化应用进展。
[0020]2、Mo是强β相稳定化元素，高铌Y-TiAl合金具有出色的高温性能，Nb和Mo均可以显著改善TiAl合金的抗氧化能力和高温强度，且Mo稳定化的β型Y-TiAl合金的高温变形能力优异，本发明在高铌Y-TiAl合金的基础上，通过适量地加入强β相稳定化元素Mo来引入β /Β2相，能够在保持高铌Y -TiAl合金高温性能的基础上，得到α/α2+γ + β/Β2三相组织的合金铸锭，避免出现铸态组织的凝固偏析和粗大，并显著改善高铌Y-TiAl合金的高温变形能力。
[0021]3、本发明含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的铸态组织均匀细小，主要由尺寸为30 μ m?60 μ m的Y / α 2层片晶团及其周围Β2和、晶粒的混合组织组成，少量的Β2相在层片晶团的内部析出，Β2相在高温下为较软的体心立方bcc结构的β相，铸态组织中层片晶团周围Β2相的存在，促进了 TiAl合金铸锭高温变形过程中层片晶团的旋转和晶界滑移，有利于组织的协调变形；另外，热变形过程中晶界β晶粒优先发生滑移变形和动态回复，或较低温度下变形优先发生动态再结晶，这都有利于变形组织的软化和细化，从而避免因应力集中而造成的层片晶团晶界提前开裂，这就是β型Y-TiAl合金具有优异的高温变形能力的根本原因，本发明含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s-1的条件下进行热变形。
[0022]4、本发明含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热变形均匀细小，变形组织以4μπι以下的再结晶Y和Β2晶粒为主，同时存在少量的残余层片晶组织，此外，本发明含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的力学性能优异。
[0023]下面通过附图和实施例，对本发明的技术方案做进一步的详细描述。
【专利附图】
【附图说明】
[0024]图1为实施例1制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的背散射电子(BSE)照片。
[0025]图2为对比例I制备的高铌Y -TiAl合金铸锭的背散射电子(BSE)照片。
[0026]图3为实施例1制备的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭经锻造后的电子背散射衍射图(EBSD)。
[0027]图4为实施例1制备的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭经锻造和热处理退火后的光学显微镜照片。
[0028]图5为实施例2制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的背散射电子(BSE)照片。
【具体实施方式】
[0029]实施例1
[0030]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A144%,Nb6%,Mo2%,微量元素0.4%,余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为B和Y(B:Y的原子比为1:1)。
[0031]本实施例的制备方法包括以下步骤:
[0032]步骤一:根据制备的所述含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭中各成分的原子百分比称取以下原料:海绵钛、招豆、Al-Nb中间合金、Al-Mo中间合金以及B和Y,将海绵钛、招豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将B和Y混合均匀制成合金包，将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1% ;
[0033]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以35KW/min的升高速度将熔炼功率升至400KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼4min ;所述熔炼的真空度不高于I X 1-3Hibar，熔炼在氩气气氛中进行，所述坩埚为氧化钙陶瓷坩埚；
[0034]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至550°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0035]对比例I
[0036]对比例I高铌γ-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A144%，Nb6%,B0.2%, Y0.2%，余量为Ti和不可避免的杂质。
[0037]本对比例的制备方法与实施例1相同，其不同之处在于:步骤一中制备合金块时不添加Al-Mo中间合金。
[0038]图1为实施例1制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的背散射电子(BSE)照片，由图1可看出，实施例1制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的铸态组织由尺寸小于50μπι的层片晶粒、晶界区域的Β2晶粒(白色部分)和Y晶粒(黑色部分)组成，少量Β2晶粒以析出形式存在于层片结构内部，本实施例制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中β /Β2相的体积百分含量为16%?20% ;图2为对比例I制备的高铌Y -TiAl合金铸锭的背散射电子(BSE)照片，由图2可看出，未添加钥元素制备的高铌Y-TiAl合金铸锭的铸态组织中存在着严重的Nb和Al的凝固偏析(白色网状为Nb的凝固偏析，黑色区域为枝晶间或晶界处的Al的凝固偏析)；结合图1和图2可看出，实施例1中含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭消除了铸态组织中Nb和Al的凝固偏析。
[0039]图3为实施例1制备的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭经锻造后的电子背散射衍射图(EBSD)，从图3中可看出，实施例1制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭经锻造后，热变形组织主要由尺寸为I μ m?4 μ m的Y +Β2相晶粒组成，同时存在部分残余层片晶团，该热变形组织在950°C下的延伸率达到400%以上，具有良好的低温超塑性；所述锻造的条件为:温度为1220°C，应变速率为0.0ls-1，变形量为85%。
[0040]进一步将锻造后的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭在温度为1380°C的条件下退火处理2h，图4为实施例1制备的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭经锻造和热处理退火后的光学显微镜照片，从图4中可看出，锻造后的退火处理消除了热变形组织中的Β2相，得到了晶粒尺寸均小于100 μ m的细晶全层片组织，该细晶全层片组织的室温塑性延伸率保持在2%左右，拉伸强度在温度小于800°C的条件下保持在800MPa以上。
[0041]实施例2
[0042]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭与实施例1相同，其不同之处在于:所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种、三种或四种，或者为B、Si和C中的两种，或者为S1、C和Y中的两种。
[0043]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的制备方法与实施例1相同。
[0044]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s—1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小，力学性能优良。
[0045]实施例3
[0046]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A144%,Nb5%,Mo2%、微量元素0.2%,余量为Ti和不可避免的杂质,所述微量元素为B和Si (B:Si的原子比为1:1)。
[0047]本实施例的制备方法包括以下步骤:
[0048]步骤一:根据所述制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中各成分的原子百分比称取以下原料:海绵钛、招豆、Al-Nb中间合金、Al-Mo中间合金以及B和Si,将海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将B和Si混合均匀制成合金包，将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1% ;
[0049]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以20KW/min的升高速度将熔炼功率升至300KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼5min ;所述熔炼的真空度不高于I X 1-3Hibar，熔炼在氩气气氛中进行，所述坩埚为石墨坩埚；
[0050]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至800°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0051]图5为实施例2制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的背散射电子(BSE)照片，从图5中可看出，本实施例制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的铸态组织中层片晶团的尺寸均在80μπι以内，且晶团的晶界处存在大量的Y和Β2晶粒，并有明显的层片结构内部Β2/β相析出现象。
[0052]本实施例的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中β/Β2相的体积百分含量为15%?18%，能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，本实施例的制备方法将高铌Y-TiAl合金铸锭和β型Y-TiAl合金铸锭的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸锭凝固后铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s-1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小。
[0053]实施例4
[0054]本实施例含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭与实施例3相同，其不同之处在于:所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种、三种或四种，或者为B、Y和C中的两种，或者为S1、C和Y中的两种。
[0055]本实施例含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭的制备方法与实施例3相同。
[0056]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，热加工窗口较宽，可在温度为1100°c以上，应变速率不高于0.1s—1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小，力学性能优良。
[0057]实施例5
[0058]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A144%,Nb6%,Mol%,微量元素0.4%,余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为Y和B(Y:B的原子比为1:1)。
[0059]本实施例的制备方法包括以下步骤:
[0060]步骤一:根据所述制备的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭中各成分的原子百分比称取以下原料:海绵钛、招豆、Al-Nb中间合金、Al-Mo中间合金以及B和Y,将海绵钛、招豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将B和Y混合均匀制成合金包，将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1% ;
[0061]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以50KW/min的升高速度将熔炼功率升至500KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼2min ;所述熔炼的真空度不高于I X 1-3Hibar，熔炼在氩气气氛中进行，所述坩埚为石墨坩埚；
[0062]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至300°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0063]本实施例的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中β/Β2相的体积百分含量为12%?15%，能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，本实施例的制备方法将高铌Y-TiAl合金铸锭和β型Y-TiAl合金铸锭的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸锭凝固后铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s-1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小。
[0064]实施例6
[0065]本实施例含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭与实施例5相同，其不同之处在于:所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种、三种或四种，或者为B、Si和C中的两种，或者为S1、C和Y中的两种。
[0066]本实施例含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭的制备方法与实施例5相同。
[0067]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，热加工窗口较宽，可在温度为1100°c以上，应变速率不高于0.1s—1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小，力学性能优良。
[0068]实施例7
[0069]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A145%, Nb6%, Mol微量元素0.5%,余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为B、Si和Y(B:S1:Y的原子比为1:2:2)。
[0070]本实施例的制备方法包括以下步骤:
[0071]步骤一:根据所述制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中各成分的原子百分比称取以下原料:海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金、Al-Mo中间合金以及B、Si和Y，将B、Si和Y混合均匀后制成合金包，将海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1% ；
[0072]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以35KW/min的升高速度将熔炼功率升至450KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼2.5min ;所述熔炼的真空度不高于I X 10_3mbar，熔炼在氩气气氛中进行，所述坩埚为氧化钙陶瓷坩埚；
[0073]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至500°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0074]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭中β /Β2相的体积百分含量为5%?9%，能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，本实施例的制备方法将高铌Y-TiAl合金铸锭和β型Y-TiAl合金铸锭的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸锭凝固后铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s-1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小。
[0075]实施例8
[0076]本实施例含钥高银β型Y-TiAl合金铸锭与实施例7相同,其不同之处在于:所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种、两种或四种，或者为S1、B和C，或者为Y、B和C，或者为Y、Si和C。
[0077]本实施例含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭的制备方法与实施例7相同。
[0078]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，热加工窗口较宽，可在温度为1100°c以上，应变速率不高于0.1s—1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小，力学性能优良。
[0079]实施例9
[0080]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A145%, Nb7%, Mol微量元素0.4%,余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为Si和B (S1: B的原子比为1:1)。
[0081]本实施例的制备方法包括以下步骤:
[0082]步骤一:根据所述制备的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭中各成分的原子百分比称取以下原料:海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金、Al-Mo中间合金以及Si和B，将Si和B混合均匀后制成合金包，将海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1% ;
[0083]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以45KW/min的升高速度将熔炼功率升至400KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼4.5min ;所述熔炼的真空度不高于I X 10_3mbar，熔炼在氩气气氛中进行，所述坩埚为氧化钙陶瓷坩埚；
[0084]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至700°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0085]本实施例的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中β/Β2相的体积百分含量为10%?15%，能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，本实施例的制备方法将高铌Y-TiAl合金铸锭和β型Y-TiAl合金铸锭的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸锭凝固后铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s-1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小。
[0086]实施例10
[0087]本实施例含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭与实施例9相同，其不同之处在于:所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种、三种或四种，或者为B、Y和C中的两种，或者为C、Si和Y中的两种。
[0088]本实施例含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭的制备方法与实施例9相同。
[0089]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，热加工窗口较宽，可在温度为1100°c以上，应变速率不高于0.1s—1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小，力学性能优良。
[0090]实施例11
[0091]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A144%, Nb5%, Mol微量元素0.5%,余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为B、S1、C^PY(B:S1:C:Y 的原子比为 1:2:1:1) ?
[0092]本实施例的制备方法包括以下步骤:
[0093]步骤一:根据所述制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中各成分的原子百分比称取以下原料:海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金、Al-Mo中间合金以及B、S1、C和Y，将B、S1、C和Y混合均匀后制成合金包，将海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1% ;
[0094]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以25KW/min的升高速度将熔炼功率升至350KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼4min ;所述熔炼的真空度不高于I X 1-3Hibar，熔炼在氩气气氛中进行，所述坩埚为氧化钙陶瓷坩埚；
[0095]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至650°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0096]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭中β /Β2相的体积百分含量为8%?11%,能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，本实施例的制备方法将高铌Y -TiAl合金铸锭和β型Y-TiAl合金铸锭的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸锭凝固后铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s-1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小。
[0097]实施例12
[0098]本实施例含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭与实施例11相同，其不同之处在于:所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种、两种或三种。
[0099]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的制备方法与实施例11相同。
[0100]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，热加工窗口较宽，可在温度为1100°c以上，应变速率不高于0.1s—1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小，力学性能优良。
[0101]实施例13
[0102]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A143%,Nb5%,Mol.5%,微量元素0.1余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为B。
[0103]本实施例的制备方法包括以下步骤:
[0104]步骤一:根据所述制备的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭中各成分的原子百分比称取以下原料:海绵钛、招豆、Al-Nb中间合金、Al-Mo中间合金和B,将海绵钛、招豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将B制成合金包后置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1% ;
[0105]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以40KW/min的升高速度将熔炼功率升至450KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼3min ;所述熔炼的真空度不高于I X 1-3Hibar，熔炼在氩气气氛中进行，所述坩埚为氧化钙陶瓷坩埚；
[0106]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至700°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0107]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭中β /Β2相的体积百分含量为9%?13%,能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，本实施例的制备方法将高铌Y -TiAl合金铸锭和β型Y-TiAl合金铸锭的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸锭凝固后铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s-1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小。
[0108]实施例14
[0109]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭与实施例13相同，其不同之处在于:所述微量元素为B、S1、C和Y中的两种、三种或四种，或者为S1、C和Y中的一种。
[0110]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的制备方法与实施例13相同。
[0111]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，热加工窗口较宽，可在温度为1100°c以上，应变速率不高于0.1s—1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小，力学性能优良。
[0112]实施例15
[0113]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭由以下原子百分比的成分组成:A144%,Nb6%,Mol.5%,微量元素0.3%,余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为B和C(B:C的原子比为1:2)。
[0114]本实施例的制备方法包括以下步骤:
[0115]步骤一:根据所述制备的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中各成分的原子百分比称取以下原料:海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金、Al-Mo中间合金以及B和C，将B和C混合均匀后制成合金包，将海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，然后将所述合金包置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块；所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1% ;
[0116]步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以40KW/min的升高速度将熔炼功率升至400KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼3.5min ;所述熔炼的真空度不高于I X 10_3mbar，熔炼在氩气气氛中进行，所述坩埚为氧化钙陶瓷坩埚；
[0117]步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至650°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
[0118]本实施例的含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭中β/Β2相的体积百分含量为7%?10%,能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，本实施例的制备方法将高铌Y -TiAl合金铸锭和β型Y-TiAl合金铸锭的优点融为一体，在改善高铌Y-TiAl合金铸锭凝固后铸态组织均匀化程度的同时，显著提高了其高温变形能力和综合力学性能，本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的热加工窗口较宽，可在温度为1100°C以上，应变速率不高于0.1s-1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小。
[0119]实施例16
[0120]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭与实施例15相同，其不同之处在于:所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种、三种或四种，或者为Β、Υ和Si中的两种，或者为C、Si和Y中的两种。
[0121]本实施例含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭的制备方法与实施例15相同。
[0122]本实施例的含钥高铌β型Y -TiAl合金铸锭能够有效避免铸态组织中Nb和Al的凝固偏析，热加工窗口较宽，可在温度为1100°c以上，应变速率不高于0.1s—1的条件下进行热变形，且热变形均匀细小，力学性能优良。
[0123]以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明作任何限制，凡是根据本发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效结构变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。
【权利要求】
1.一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成:A143%?45%，Nb5%?7%，Mol%?2%，微量元素(λ 1%?(λ 5%，余量为Ti和不可避免的杂质；所述微量元素为B、S1、C和Y中的一种或两种以上。
2.按照权利要求1所述的一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成:A144%，Nb6%，Mo2%，Y0.2%,B0.2%，余量为Ti和不可避免的杂质。
3.按照权利要求1所述的一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成:A144%，Nb6%，Mol%，Y0.2%,B0.2%，余量为Ti和不可避免的杂质。
4.按照权利要求1所述的一种含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭，其特征在于，由以下原子百分比的成分组成:A145%，Nb7%,Mol%,B0.2%, S1.2%，余量为Ti和不可避免的杂质。
5.制备如权利要求1?4中任一权利要求所述的含钥高铌β型Y-TiAl合金的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤: 步骤一:将海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金混合均匀，将微量元素置于混合均匀后的海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的中间位置，得到混合物料，将所述混合物料压制成型，得到合金块； 步骤二、将步骤一中所述合金块置于真空感应熔炼炉中的坩埚内，以20KW/min?50Kff/min的升高速度将熔炼功率升至300KW?500KW，然后在电磁搅拌下将合金块熔炼2min?5min ;所述熔炼的真空度不高于1 X 10_3mbar,熔炼在気气气氛中进行； 步骤三、在氩气气氛中将步骤二中熔炼后的合金块浇铸到预热至300°C?800°C的铸模中成型，随炉冷却后得到含钥高铌β型Y-TiAl合金铸锭。
6.按照权利要求5所述的方法，其特征在于，步骤一中所述海绵钛、铝豆、Al-Nb中间合金和Al-Mo中间合金的质量纯度均不低于99.8%，氧含量均不高于0.1%。
7.按照权利要求5所述的方法，其特征在于，步骤二中所述坩埚为氧化钙陶瓷坩埚或石墨樹祸。
8.按照权利要求5所述的方法，其特征在于，步骤二中所述升高速度为35KW/min，熔炼功率为400KW，所述熔炼的时间为4min。
【文档编号】C22C21/00GK104264012SQ201410522315
【公开日】2015年1月7日 申请日期:2014年9月30日 优先权日:2014年9月30日
【发明者】牛红志, 张于胜, 卢金文 申请人:西北有色金属研究院