CN108251693B - 一种高强高塑性三相TiAl合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于TiAl合金材料制备技术领域，具体涉及一种高强高塑性三相TiAl合金及其制备方法。高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有40％～44％Al、4％～7％V、0.5～2Cr、0～1％Mo、0.05％B或Y，余量为Ti和不可避免的杂质，其中，氧含量≤0.1wt％、氮含量≤0.015wt％、氢含量≤0.01wt％。本发明成分范围的三相TiAl合金中B2相中不存在脆性的ω相析出，本发明中B2相的变形能力明显提高，B2相与γ相可以协调变形，提高了三相TiAl合金的室温塑性；本发明成分TiAl合金结合(α+β)两相区热加工，可以有效调控γ，α₂和B2相的组成比例，获得具有强度达到1100MPa以上，同时塑性伸长率达到2.5％以上的高强高塑性三相TiAl合金材料，在强度塑性匹配方面具有显著优势。

Description

一种高强高塑性三相TiAl合金及其制备方法

技术领域

本发明属于TiAl合金材料制备技术领域，具体涉及一种高强高塑性三相TiAl合金及其制备方法。

背景技术

TiAl合金具有密度低(3.8～4.2g/cm³)、模量高和优异的高温比强度、抗蠕变、抗氧化和阻燃等性能特点，可在600～850℃环境下长时间服役，已经成为新一代轻质耐高温材料。随着TiAl合金体系的不断发展，(γ+α₂+B2)三相TiAl合金因其具有较为优异的热变形能力而受到广泛关注。三相TiAl合金由于Al含量较低，具有较传统两相TiAl合金更高的强度，但是根据现有三相TiAl合金中室温存在的室温存在的B2相变形能力差，且B2相与γ相之间的变形能力差异较大，不利于两相间的协调变形，导致三相TiAl合金的室温塑性较差。

发明内容

本发明的目的是针对现有技术中存在的问题，提供一种一种高强高塑性三相TiAl合金及其制备方法。

本发明的技术解决方案是，高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有40％～44％Al、4％～7％V、0.5～2Cr、0～1％Mo、0.05％B或Y，余量为Ti和不可避免的杂质，其中，氧含量≤0.1wt％、氮含量≤0.015wt％、氢含量≤0.01wt％。

高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有42％～44％Al、6％～7％V和Cr、0～1％Mo、0.05％B或Y，余量为Ti和不可避免的杂质。

高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有42～43％Al、5～6％V、1％Cr、0～1％Mo、0.05％B，余量为Ti和不可避免的杂质。

高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有42.5％Al、6％V、1～2％Cr、0.5％Mo、0.05％B，余量为Ti和不可避免的杂质。

制备高强高塑性三相TiAl合金的方法包括以下步骤：

步骤一：按照权利1所述的高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量，将海绵钛、高纯铝、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金、纯Cr或Al-Cr中间合金、Al-Ti-B中间合金混合均匀，将原材料压制成电极块；

步骤二：将步骤一中所述的电极块置于真空自耗电弧炉的坩埚内进行熔炼，熔炼三次，每次熔炼真空度小于1Pa，熔炼电流根据锭型尺寸在3kA～6kA范围内，三次熔炼后获得直径200mm～240mm铸锭；

步骤三：经过锻造或挤压加工，获得高强高塑性三相TiAl合金。

步骤一中选用纯度为99.9％海绵钛、99.99％铝豆、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金、99.9％纯铬、Al-Ti-B中间合金。

步骤二中TiAl合金铸锭氧含量不高于0.1％，N含量不高于0.015％。

步骤三中的锻造或挤压加工为(α+β)相区加工，加工后为近层片组织，900℃退火处理，获得高强度高塑性三相TiAl合金。

本发明具有的优点和有益效果，本发明通过在TiAl合金中添加V、Cr、Mo等β稳定元素获得具有较好室温变形能力的B2相，熔炼和变形加工后，制备出高强度高塑性匹配的三相TiAl合金材料。

TiAl合金的性能对成分与组织构成非常敏感，首先本发明成分中添加V、Cr、Mo等β稳定元素获得具有较好室温变形能力的B2相和γ相；其次，本发明成分范围的三相TiAl合金中B2相中不存在脆性的ω相析出，本发明中B2相的变形能力明显提高，B2相与γ相可以协调变形，提高了三相TiAl合金的室温塑性；本发明成分TiAl合金结合(α+β)两相区热加工，可以有效调控γ，α₂和B2相的组成比例，获得具有强度达到1100MPa以上，同时塑性伸长率达到2.5％以上的高强高塑性三相TiAl合金材料，在强度塑性匹配方面具有显著优势。本发明得到了组织均匀的三相TiAl合金近层片组织，其具有高强度高塑性特征，严格执行整个工艺过程，材料批次性能稳定性好。

附图说明

图1实施例1的三相TiAl金属间化合物Ti-42Al-6V-1Cr-0.5Mo-0.05B变形态合金SEM组织形貌；

图2实施例1的三相TiAl金属间化合物Ti-42Al-6V-1Cr-0.5Mo-0.05B合金中B2相的高分辨；

图3实施例1的三相TiAl金属间化合物Ti-42Al-6V-1Cr-0.5Mo-0.05B挤压态合金室温拉伸曲线；

图4实施例2的三相TiAl金属间化合物Ti-43Al-5V-1Cr-0.5Mo-0.05B合金室温拉伸变形后TEM形貌

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明，但本发明并不限于以下实施例。

本发明的一种高强高塑性三相TiAl合金，其特征在于高强高塑性TiAl合金按原子百分含量含有40％～44％Al、6％～8％V和Cr、0～1％Mo、0.05％B或Y，余量为Ti和不可避免的杂质。其中，氧含量≤0.1wt％、氮含量≤0.015wt％、氢含量≤0.01wt％。

本发明的一种高强高塑性三相TiAl合金的制备方法，是通过下述步骤实现的：

(1)、将海绵钛、高纯铝、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金、纯Cr、Al-Ti-B中间合金混合均匀，将物料压制成一定尺寸的电极块；

(2)、将步骤(1)中所述的电极块置于真空自耗电弧炉的坩埚内进行熔炼，熔炼三次，每次熔炼真空度要求小于1Pa，熔炼电流根据锭型尺寸在3kA～6kA范围内，三次熔炼后获得直径200mm～240mm铸锭；

(3)、经过锻造或挤压加工，获得高强度高塑性三相TiAl合金。

本发明步骤(1)中选用纯度为99.9％海绵钛、99.99％铝豆、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金、99.9％纯铬、Al-Ti-B合金棒料。

本发明步骤(2)中TiAl合金铸锭氧含量低于0.1％，N含量小于0.02％。

本发明步骤(3)中的锻造或挤压加工为(α+β)相区加工，加工后为均匀的近层片组织，900℃退火处理。

实施例1

本实施例的高强高塑性TiAl合金材料制备通过下述步骤实现：一、配制如下原料：海绵钛、高纯铝、纯Cr、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金和Al-Ti-B中间合金，其中42at.％Al、6at.％V、1at.％Cr、0.5at.％Mo、0.05at.％B、50.45at.％Ti；二、将步骤一的原料按配比混合均匀，通过压力机进行电极块的压制成型；三、将步骤二中所述的电极块置于真空自耗电弧炉的坩埚内进行熔炼，熔炼三次，每次熔炼真空度要求小于1Pa，熔炼电流根据锭型尺寸的增加在3kA～6kA范围内逐渐增加，三次熔炼后获得直径220mm的TiAl合金铸锭；四、将铸锭车削加工至表面粗糙度Ra达到3.2以下，装入不锈钢包套并完成封焊，在T_γ,solv+(30～50℃)的(α+β)两相区进行挤压(其中T_γ,solv指的是γ相完全溶解的温度)，挤压比在8～12之间，获得均匀的近层片组织状态。

利用扫描电子显微镜观察发现，Ti-42Al-6V-1Cr-0.5Mo-0.05B合金中主要含有γ/α₂片层团、γ和B2晶粒，见图1；

为了确定合金中B2相的微结构，大量观察了B2晶粒的高分辨像，见图2，发现Ti-42Al-6V-1Cr-0.5Mo-0.05B合金的B2相中不存在其它结构相，如含Nb三相TiAl合金的B2相中通常含有ω相，而ω相的存在会导致B2晶粒结构的变形能力降低，这是本发明合金不同于含Nb三相TiAl合金的一个重要特征。

图3是挤压态Ti-42Al-6V-1Cr-0.5Mo-0.05B合金的室温拉伸曲线，结果表明，合金的室温抗拉强度达到1150MPa，塑性伸长率2.5％，具有优异的强度和塑性匹配；800℃拉伸强度仍然维持在860MPa以上。

实施例2

本实施例的高强高塑性TiAl合金材料制备通过下述步骤实现：一、配制如下原料：海绵钛、高纯铝、纯Cr、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金和Al-Ti-B中间合金，其中43at.％Al、5at.％V、1at.％Cr、0.5Mo、0.05at.％B、50.45at.％Ti；二、将步骤一的原料按配比混合均匀，通过压力机进行电极块的压制成型；三、将步骤二中所述的电极块置于真空自耗电弧炉的坩埚内进行熔炼，熔炼三次，每次熔炼真空度要求小于1Pa，熔炼电流根据锭型尺寸的增加在3kA～6kA范围内逐渐增加，三次熔炼后获得直径220mm的TiAl合金铸锭；四、将铸锭车削加工至表面粗糙度Ra达到3.2以下，装入不锈钢包套并完成封焊，在1270℃的(α+β)两相区进行包套锻造，锻造变形量约85％，获得均匀的近层片组织状态。

针对锻造变形态的Ti-43Al-5V-1Cr-0.5Mo-0.05B合金拉伸性能测试后，发现其室温强度1106MPa，塑性伸长率2.5％，强度和塑性匹配优异。

本发明中三相TiAl合金具有优异的强度和塑性匹配，主要是由于合金化元素V、Cr、Mo元素的添加，及其合理化配比，研究发现本发明三相TiAl合金中B2和γ晶粒具有较好的变形协调能力，见图4，γ相的孪生变形诱发了B2相产生位错，这对于抑制合金中裂纹的萌生有重要作用。

实施例3

本实施例的高强高塑性TiAl合金材料制备通过下述步骤实现：一、配制如下原料：海绵钛、高纯铝、纯Cr、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金和Al-Ti-B中间合金，其中43at.％Al、6at.％V、0.5at.％Cr、0.5Mo、0.05at.％B、49.95at.％Ti；二、将步骤一的原料按配比混合均匀，通过压力机进行电极块的压制成型；三、将步骤二中所述的电极块置于真空自耗电弧炉的坩埚内进行熔炼，熔炼三次，每次熔炼真空度要求小于1Pa，熔炼电流根据锭型尺寸的增加在3kA～6kA范围内逐渐增加，三次熔炼后获得直径220mm的TiAl合金铸锭；四、将铸锭车削加工至表面粗糙度Ra达到3.2以下，装入不锈钢包套并完成封焊，在1270℃的(α+β)两相区进行包套锻造，锻造变形量约85％，获得均匀的近层片组织状态。

针对锻造变形态的Ti-43Al-6V-0.5Cr-0.5Mo-0.05B合金拉伸性能测试后，发现其室温强度1125MPa，塑性伸长率2.6％，强度和塑性匹配优异。

Claims (8)

1.一种高强高塑性三相TiAl合金，其特征在于,高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有40％～44％Al、4％～7％V、0.5～2％Cr、0.5～1％Mo、0.05％B或Y，余量为Ti和不可避免的杂质，其中，氧含量≤0.1wt％、氮含量≤0.015wt％、氢含量≤0.01wt％；

所述高强高塑性三相TiAl合金根据以下方法制备：

步骤一：按照高强高塑性三相TiAl合金的原子百分含量，将海绵钛、高纯铝、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金、纯Cr或Al-Cr中间合金、Al-Ti-B中间合金混合均匀，将原材料压制成电极块；

步骤二：将步骤一中所述的电极块置于真空自耗电弧炉的坩埚内进行熔炼，熔炼三次，每次熔炼真空度小于1Pa，熔炼电流根据锭型尺寸在3kA～6kA范围内，三次熔炼后获得直径200mm～240mm铸锭；

步骤三：经过锻造或挤压加工，获得高强高塑性三相TiAl合金。

2.根据权利要求1所述的一种高强高塑性三相TiAl合金，其特征在于，高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有42％～44％Al、6％～7％V和Cr、0.5～1％Mo、0.05％B或Y，余量为Ti和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的一种高强高塑性三相TiAl合金，其特征在于高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有42～43％Al、5～6％V、1％Cr、0.5～1％Mo、0.05％B，余量为Ti和不可避免的杂质。

4.根据权利要求1所述的一种高强高塑性三相TiAl合金，其特征在于，高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量含有42.5％Al、6％V、1～2％Cr、0.5％Mo、0.05％B，余量为Ti和不可避免的杂质。

5.一种制备权利要求1所述的一种高强高塑性三相TiAl合金的方法，其特征在于，该方法包括以下步骤：

步骤一：按照权利1所述的高强高塑性三相TiAl合金按原子百分含量，将海绵钛、高纯铝、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金、纯Cr或Al-Cr中间合金、Al-Ti-B中间合金混合均匀，将原材料压制成电极块；

步骤二：将步骤一中所述的电极块置于真空自耗电弧炉的坩埚内进行熔炼，熔炼三次，每次熔炼真空度小于1Pa，熔炼电流根据锭型尺寸在3kA～6kA范围内，三次熔炼后获得直径200mm～240mm铸锭；

步骤三：经过锻造或挤压加工，获得高强高塑性三相TiAl合金。

6.按照权利要求5所述的制备一种高强高塑性三相TiAl合金的方法，其特征在于，步骤一中选用纯度为99.9％海绵钛、99.99％铝豆、Al-V中间合金、Al-Mo中间合金、99.9％纯铬、Al-Ti-B中间合金。

7.按照权利要求5所述的制备一种高强高塑性三相TiAl合金的方法，其特征在于，步骤二中TiAl合金铸锭氧含量≤0.1wt％、氮含量≤0.015wt％、氢含量≤0.01wt％。

8.按照权利要求5所述的制备一种高强高塑性三相TiAl合金的方法，其特征在于，步骤三中的锻造或挤压加工为(α+β)相区加工，加工后为近层片组织，900℃退火处理，获得高强度高塑性三相TiAl合金。

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