专利名称：铝化钛、由它制造的铸件及其制造方法
技术领域：
本发明通常涉及铝化钛(titanium aluminide)，由铝化钛制造的铸件(或机械部件)，和制造铸件的方法，特别涉及制造涡轮增压器的机械部件中所使用的铸件，该涡轮增压器(turbocharger)安装在长时间高温下操作的柴油发动机上。
铝化钛是Al和Ti的合金。因为其重量轻和强度高，TiAl被普遍用于喷气式发动机和汽车发动机的旋转部件。当TiAl用于车辆的机械部件如柴油发动机的涡轮增压器部件时，它要经受相当长时间的非常高的温度，但是在批量生产率、成本有效性、抗蠕变性、抗氧化性等方面需要额外考虑和改进。特别是，由传统的TiAl制造的机械部件大部分利用铸造来制作，但铸造工艺不适合批量生产。因为汽车大量地生产，利用铸造工艺制造涡轮增压器部件是不实际的。
同时，已知通过加入第三和／或第四元素如W、Ta、Nb和Cr可以提高抗蠕变性。但是，加入第三／四元素大大降低了精密铸造性。发动机的机械部件通常应由精密铸造来制造。还已知的是若以控制结构的方式进行锻造，则可以通过锻造提高抗蠕变性。但这需要复杂的热处理，反过来导致成本增加。
另外，传统的TiAl在高温下的抗氧化性差。特别是，若周围温度超过700℃则产品表面被氧化，且产生的氧化皮剥落。因此，由传统的TiAl制造的产品不能用于涡轮增压器或设计在超过700℃的环境下操作的类似部件。
本发明的目标是提供TiAl，它具备批量生产率、提高的抗蠕变性和抗氧化性，同时保持上述传统的TiAl已有的优化特性。
本发明的另一目标是提供这种TiAl的产品铸件。
本发明的又一目标是提供制造该产品的方法。
按照本发明的一个方面，提供的TiAl合金包括Al46－50at％Mo，V和Si这些元素的总量限制在5at％或更低，规定Si含量是0．7at％或更低，和Mo含量满足等式－0．3x+17．5at％或更低，其中x代表Al含量(at％)；和余量是Ti和不可避免的杂质。
应包括超过0％的每种Mo，V和Si。Mo可以用Fe，或Fe和Mo的组合代替。
将TiAl合金加热为熔体，倒入模子，在1500－1100℃的温度范围内以150－250℃／min的速率进行冷却。从1100－600℃，优选在模子中自然冷却熔体或比自然冷却快的冷却速率冷却熔体，因为若冷却太快会出现裂纹，若冷却太慢不能产生所需的结构。在600℃以后可以以任意速率进行冷却。
产生的产品(铸件)除了具有TiAl固有特性如重量轻和强度高外，还具有额外的性能如提高的批量生产率、抗蠕变性和抗氧化性。特别是，该产品利用铸造来制作，适于批量生产。传统上，产品利用锻造来制作。少量V的加入提高了铸造性。已知当β相和／或粗硅化物在固化过程中沉积在母材上时抗蠕变性被破坏。通过在TiAl中加进仅少量的Mo，但是可以防止这种(粗)沉积。因此本发明的TiAl合金抗蠕变性显著提高。包含少量的Si提高了抗氧化性。
在1500－1100℃的温度范围内控制熔体冷却速率150－250℃／min，产品(铸造的)仅具有充分或完全的层状结构。因此在铸造工艺后无需热处理。这有助于制造成本的降低。
因此，利用本发明铸造方法由本发明TiAl制造的产品具有下述所有特性高强度、重量轻、高批量生产率、高抗蠕变力和高抗氧化性。因为涡轮增压器或喷气发动机的机械部件具有可靠性和实用性这种特性，所以本发明TiAl合金和铸造方法特别适用于制作涡轮增压器或喷气发动机部件。
虽然铸态产品可以作为机械部件立刻使用，但是可以在以后进行热处理如HIP或均质处理。
可以在1100－800℃或T(℃)≥{1200℃+25(Al－44)}+10温度范围进行热处理。在热处理后的冷却速率可以控制到100℃／min或更高直到室温。
图1是说明所含Al的量和TiAl硬度之间的关系的图；图2是说明所含Al的量、延伸率和应力之间的关系的图；图3是表明Al含量和温度之间的关系的相图。
图4是与TiAl－Fe三元相图相对比的、在1473K的三元TiAl－Mo相图图5是表明在对比例中β相沉积在层状晶界的显微照片拷贝。
图6是表明在本发明的TiAl完全的层状结构的显微照片拷贝。
图7是表明当加入超过0．7at％Si时粗硅化物沉积的显微照片拷贝；图8说明Ti－Al相图图9说明蠕变断裂测试结果；和图10说明本发明TiAl和现有技术TiAl的高温氧化特性。
现在，将参照附图描述本发明的实施例。
本发明的TiAl包括46－50at％的AlMo、V和Si总和是5at％或更低，规定加入Si含量0．7at％或更低，和加入Mo含量由下式－0．3x+17．5at％计算或更低，其中x代表Al含量(at％)，余量是Ti和不可避免的杂质。
本发明的产品由该TiAl制造。特别是，该TiAl被熔化并倒入模子中。然后，在1500－1100℃的温度范围内以150－250℃／min的速率冷却该熔体。从1100－600℃，优选在模子中自然冷却熔体或比自然冷却快的冷却速率冷却熔体，因为若冷却太快会出现裂纹，若冷却太慢不能产生所需的结构。该产品可以用作铸件。
TiAl和产生的产品(铸件)除了具有TiAl固有特性如重量轻和强度高外，还具有额外的性能如提高的批量生产率、抗蠕变性和抗氧化性。特别是，即使当该产品被用作柴油发动机涡轮曾压器的机械部件时，(该柴油发动机在800℃或更高的温度下反复操作相当长时间)，也没有蠕变断裂和氧化皮剥落出现。
此外，在模子中冷却至室温之后(即完成铸造工艺基础上)，可以立刻使用固化的TiAl而无需热处理，从而可以以降低的成本大批量制造产品。而且，TiAl的原始特性重量轻和强度高受到不利的影响很小。
现在，将描述该合金(TiAl)的成分和铸造方法。
符合本发明的合金的Al含量应该落在46－50at％的范围内。通常，在固化过程中因为收缩铸态的产品表面或内部有裂纹。为防止这种现象的发生，产品应被软化，和具有室温韧性。在TiAl的情况下，如图1和2所示，当含Al 45．5％或更多时，TiAl具有充分的室温韧性。但是当含Al 45．5％时抗氧化性低。因此应当至少含有46at％的Al。为了提高高温抗蠕变性，另一方面，铸件应具有带α2(Ti3Al)相和γ(TiAl)相的完全的层状结构或由α2(Ti3Al)相和γ(TiAl)相构成的完全的层状结构。当含有Al约38－50％时(见图3)获得该结构。因此在本发明中，Al含量限制到46－50at％，以便具有适当的室温韧性和完全的层状结构。
加入的第3和4元素是Mo、V和Si，或Fe、V和Si，或Mo、Fe、V和Si。选择地含有Mo和Fe两者或其中之一。本发明的TiAl含有这三组之一，其含量限制到5at％或更少。V、Si、Mo和／或Fe的组合用于稳定Ti合金的β相。为了给TiAl铸件以高温抗蠕变性，TiAl应该具有完全的α2十γ相层状结构而没有β相。特别是，Fe和Mo是稳定β相的较强元素。如图4和5所描述的，实验已经表明，当含有46－50at％Al时，即使Fe／Mo以痕量加入β相也沉积在层状晶界上。产生的β相降低高温抗蠕变性。从这些事实和进一步的显微结构实验结果来考虑，本发明者推断Si、V、Fe和／或Mo应限制到最多5at％。在上述条件下获得的完全的层状结构见图6。
这里应指出的是，Si量应限制到0．7at％或更少。这是因为加入超过0．7at％的Si将导致粗Si化合物沉积在层状结构上。这可能将成为疲劳断裂的起源。对于具有旋转元件如涡轮增压器的机械这样的可能性尤其不符合要求。为了对比，作为加入超过0．7at％Si的结果的沉积硅化物示于图7。
还应指出的是，Mo的上限由下式确定，其中x代表Al(at％)的量－0．3x+17．5at％。原因是因为，如图4所示，若Mo限制到此范围则β相不会沉积。这可以从α+β+γ和α+γ之间的相界和观察显微结果理解到。如当Al含量是48at％时，Mo含量的最大容许值是3．1at％。若含有的Mo超过该值则β相沉积，抗蠕变性被相当大地破坏。为了得到相同的结果，可以用Mo替换Fe，或再加入Fe是符合要求的。
在将该TiAl熔体倒入模子后，立刻在1500－1100℃的温度范围内以150－250℃／min的速率冷却。该冷却速度对阻止β在铸态产品中沉积，即获得具有完全的两相(α+β)的层状结构从而提供高抗蠕变性是重要的。若冷却速度低于150℃／min则不可能获得具有小层距的层状结构。当Al含量接近50at％，γ颗粒出现在层状结构中。冷却速度越慢，γ颗粒沉积量越大。另一方面，若冷却速度超过250℃／min，则在产品表面和内部的冷却速度差距可能很大。如在超过250℃／min的冷却速率下利用铸造制备涡轮增压器部件，韧性不能伴随固化中的收缩。这将大致铸造裂纹。如当铸造涡轮部件时，裂纹可能在涡轮叶片或它们的根部出现。
若利用铸造从本发明的TiAl制作柴油发动机涡轮增压器部件，虽然在Al、Mo(Fe)、V、和Si之中的比率按照产品的尺寸和操作条件来最终确定，但是它优选下面的比率Al 48±1．0at％，Mo(Fe)0．4－0．8at％，V 0．5－1．1at％，Si0．1－0．3at％。冷却速度在1500－1100℃的温度范围优选维持在150－250℃／min。
产生的铸件可以立刻作为产品(涡轮增压器机械部件)使用。但是可能在产品中存在一些缺陷因为它是铸态产品没有经过热处理。因此，若需要或必须，对铸件进行适合的热处理如HIP(热的等静压力)或均质处理来消除可能的缺陷。
热处理条件应当以不破坏在上述冷却工艺中形成的完全的层状结构的方式来确定。特别是，在800－1100℃的温度范围内进行热处理。这种冷却维持完全的层状结构和消除铸造缺陷。为了在热处理后维持由在铸造工艺中以150－250℃／min的冷却速度获得的完全的层状结构，应当在低于约1125℃，即共析温度以下进行热处理。发明者考虑了在工业炉／加热炉中温度的变化／不规则，推断出实际上限温度1100℃。下限温度应当比产品所使用的温度值(约750℃)，和通过热处理适当进行均质处理或HIP作用的值高，在实验后，发明推断出温度下限实际上是800℃。
可供选择的是，可以在满足下面等式的范围内进行热处理T(℃)≥{1200℃＋25(Al－44)｝+10。这种冷却也保持完全的层状结构和消除铸造缺陷。在铸造工艺中由150－250℃／min冷却获得的完全的层状结构，确保了在高温下令人满意的抗蠕变性，即使在热处理后也应该被维持。若在α＋γ区进行热处理，如图8所示，贝γ颗粒将沉积。因此，不能获得完全的层状结构。为了避免显微缺陷，必须在超过α到(α+γ)相的转变温度下加热产品，并应该在纯粹的α相区进行热处理。α到(α+γ)相转变点取决于Al含量。就本发明TiAl而论，本发明者从实验发现等式T(℃)≥{1200℃+25(Al-44)}+10成立。
在热处理后，以100℃／min或更高的冷却速度冷却产品。若冷却速度设为低于100℃／min，在冷却过程中当经过α＋γ区时促进了γ相颗粒的沉积，层状结构的层间隔增大。这种微结构缺陷是不符合要求的。
现在将描述本发明例和对比例。
参见表Ⅰ和Ⅱ，含有不同量的Al、Mo(或Fe或Mo和Fe)、V和Si和余量的Ti和不可避免杂质的45个试样被制备。将每个试样加热成熔体，在1500－1100℃的温度范围内以150－250℃／min的冷却速率冷却。试样No．1－45是铸态的。在抗蠕变性、抗氧化性和结构观察方面以下面的方式评定试样。
抗蠕变性将每个试样加工成具有直径6mm和长度30mm的平行部分的棒状，在大气下在760℃进行160－270Mpa的蠕变断裂实验。测量断裂时间(小时)。主要的实验结果见表Ⅰ和Ⅱ和图9。在表Ⅰ和Ⅱ的“蠕变断裂”栏的值表明当施加240Mpa负荷所得到的值。
抗氧化性在热天平上在800℃加热每个试样30分钟，在5分钟内冷却到室温。然后，将每个试样放置20分钟，再加热到800℃持续30分钟。此循环被反复200次。一个循环需要55分钟。接着在实验之前和之后测量试样的重量改变。利用此结果单位面积(mg／cm2)的氧化增加量被计算。此方式获得的主要数值示于表Ⅰ和Ⅱ和图10中的“Oxi．Incr．”栏。
结构观察切开每个试样，利用光学显微镜和反射的电子图像分析产生的(暴露的)表面的显微结构，以便于确定完全的两相层状结构即完全的层状结构存在／不存在。在表Ⅰ和Ⅱ中，O代表存在，X代表不存在。
从图9可知，在任何压力下本发明TiAl的抗蠕变性(寿命)较传统的TiAl显著地提高(至少一位)。如图10所示，本发明TiAl的氧化增加较传统的TiAl显著降低。
如表Ⅰ，Ⅱ和图9，10所示，在Mo／Fe，V和Si总量超过5at％的试样Nos3，5和7，和在Mo和Fe总量超过本发明上限的Nos10，17，34，38，43和45中，不能发现完全的两相层状结构。另一方面，在Mo／Fe，V和Si总量在5at％内、Mo含量低于本发明上限的本发明试样中，发现完全的层状结构。
表1
表权利要求
1．TiAl合金，它包括Al46－50at％；Mo、V和Si组，或Fe、V和Si组，或Mo、Fe、V和Si组其中的一组的含量5at％或更低，条件是Si含量是0．7at％或更低，和Mo含量满足等式－0．3x+17．5at％或更低，其中x代表Al含量(at％)，余量是Ti和不可避免的杂质。
2．权利要求1的TiAl合金，其特征在于，含有Al 48±1．0at％，Mo，Fe，或Mo和Fe的组合0．4－0．8at％，含有V 0．5－1．1at％，含有Si 0．1－0．3at％。
3．一种铸造方法，它包含下面的步骤A)制备具有下面成分的TiAlAl46－50at％；Mo、V和Si组，或Fe、V和Si组，或Mo、Fe、V和Si组其中一组的含量5at％或更低，条件是Si含量是0．7at％，和Mo含量满足等式－0．3x+17．5at％或更低，其中x代表Al含量(at％)，余量是Ti和不可避免的杂质。B)加热TiAl合金成熔体；C)将熔体倒入模子；和D)在1500－1100℃的温度范围以150－250℃／min的速率冷却熔体，以获得铸态的产品。
4．权利要求3的铸造方法，其特征在于，该方法还包括步骤E〕在800－1100℃的温度范围热处理铸态产品。
5．权利要求3的铸造方法，其特征在于，该方法还包括步骤E〕在满足下面等式的温度范围热处理铸态产品T(℃)≥{1200℃+25(Al－44)}＋10。
6．权利要求4或5的铸造方法，其特征在于，该方法还包括步骤F〕在步骤E后在100℃／min或更高的速率下冷却产品。
7．权利要求3，4或5的铸造方法，其特征在于，热处理是HIP或均质处理。
全文摘要
TiAl合金包括Al46—50at%;Mo、V和Si组合为5at%或更低,规定Si含量是0.7at%或更低,和Mo含量等式－0.3x+17.5at%或更低,其中x代表Al含量(at%),余量是Ti和不可避免的杂质。Mo可以由Fe或Mo或Fe的组合来代替。加热TiAl合金成熔体;将熔体倒入模子;和在1500—1100℃的温度范围以150—250℃/min的速率冷却熔体,产生的产品可用作铸件。但是若需要,可以在1100—800℃的温度范围进行热处理如HIP或均质处理。在热处理后,以100℃/min或更高的速率冷却熔体直至室温。
文档编号C22F1/00GK1278562SQ0012163
公开日2001年1月3日 申请日期2000年6月8日 优先权日1999年6月8日
发明者锦织贞郎 申请人:石川岛播磨重工业株式会社