一种低成本易变形轻质高强TiAl合金及其制备方法与流程

一种低成本易变形轻质高强tial合金及其制备方法
技术领域
1.本发明具体涉及一种低成本易变形轻质高强tial合金及其制备方法，属于轻合金材料制备领域。


背景技术：

2.航空航天武器装备轻量化是国家重大战略急需。tial金属间化合物理论密度只有3.9g/cm3，不到镍基高温合金的1/2，是迄今唯一能够在600℃以上氧化环境长期使用的轻质耐热金属结构材料，用tial合金替代镍基高温合金实现减重，具有重大意义。
3.2016年，欧洲空客公司使用锻造tnm(ti-43.5al-4nb-1mo-0.1b)合金替代镍基高温合金，制造a320neo飞机pw1100g-jm发动机最后一级低压涡轮叶片。该发动机结合空气动力学及其他技术改进，实现节油12～15％，降噪15～20db，每架飞机每年减少2700～3600吨co2和50～55％的nox排放量。显然，tial合金替代镍基高温合金制造600℃以上航空航天武器装备热端部件是国际发展方向。
4.与国外形成鲜明对比，tial合金在国内尚处于实验室研究和产业化前期阶段，没有得到实际应用。其难点主要包括：一是tial合金具有本征脆性，室温拉伸塑性低；二是tial合金变形抗力大，热加工成形困难；三是tial合金向多组元发展，材料成本不断攀升。因此，开发低成本易变形轻质高强tial合金，是实现应用的前提。


技术实现要素：

5.本发明的目的在于提供一种低成本易变形轻质高强tial合金材料。
6.实现本发明目的的技术解决方案为：一种低成本易变形轻质高强tial合金材料，其合金成分为ti-(40～45)al-(3～8)mn。
7.较佳的，该tial合金材料的组织特征为：细小的黑色γ晶粒弥散分布在等轴状α2/γ片层和白色βo相之间，其中γ尺寸≈5μm，α2/γ尺寸≈40μm。
8.较佳的，该tial合金材料的室温抗拉强度870mpa，延伸率1.5％，700℃的抗拉强度670mpa，延伸率11％。
9.一种制备上述tial合金材料的方法，包括以下步骤：
10.步骤一：将金属原料的表面机械打磨去掉氧化皮后，按照所述合金成分进行配料，每锭25kg左右；
11.步骤二：采用真空感应熔炼炉制备感应铸锭，向熔炼坩埚内依次加入al、mn、ti，盖上炉盖抽真空至0.1pa，向炉内充入0.04～0.06mpa的高纯氩气(99.99％)，1次熔炼得到均匀的感应铸锭(φ80
×
1200mm)；
12.步骤三：采用真空自耗熔炼炉制备合金铸锭，将感应铸锭作为电极，封闭炉门抽真空至0.1pa，向炉内充入0.04～0.06mpa的高纯氩气(99.99％)，1次熔炼得到均匀的合金铸锭(φ120
×
550mm)；
13.步骤四：采用电火花线切割机从合金铸锭中部切取试样(φ50
×
110mm)；
14.步骤五：采用液压机对试样进行高温锻压，以消除铸造缺陷，选择特点变形温度、变形道次、变形量和冷却方式，以获得目标组织和性能。
15.进一步的，步骤一中所述的合金组元纯度大于99.9％。
16.进一步的，步骤二中所述的真空感应熔炼功率100kw。
17.进一步的，步骤三中所述的真空自耗熔炼功率80kw。
18.进一步的，步骤五中所述的变形温度在(β α)两相区，优选1300℃，变形道次为3次，每道次变形量23％，总变形量70％，冷却方式为空冷。
19.本发明与现有技术相比，其显著优点是：(1)兼具低成本、易变形、轻质和高强等一系列优势。(2)该材料在高温下不仅具有较高的抗拉强度，而且具有较好的塑性。(3)不需要等温/包套变形，降低了制备成本，减少了加工工序，工艺简单，易于操作。
附图说明
20.图1是本发明tial合金材料制备流程图。
21.图2是实施例1合金锻压变形后的epma组织图。
22.图3是对比例1合金锻压变形后的epma组织图。
23.图4是对比例2合金锻压变形后的epma组织图。
24.图5是对比例3合金锻压变形后的epma组织图。
具体实施方式
25.本发明创新点一是利用mn元素微合金化制备低成本易变形轻质高强tial合金。因为mn可以降低堆垛层错能，促进孪生，对合金的塑性改善具有重要作用。mn还会促进tial合金在高温下析出大量的体心立方β相，β相具有较多独立的《111》(110)滑移系，有助于提高合金的热加工性能，在(β α)两相区热加工和热处理过程中还可以抑制晶粒长大。mn的工业价格仅为cr的1/3、ni的1/4、mo的1/10、nb的1/23以及v的1/133，可以大幅度降低材料成本。
26.本发明创新点二是变形温度选择(β α)两相区。传统tial合金普遍选择(β α γ)三相区，约1100℃-1200℃，虽然可利用多相竞争机制避免晶粒长大，但高温β相含量只有40～50％，降低了热加工性能，本发明优选1300℃，此时高温β相含量高达90％，既提高了热加工性能，又利用两相竞争机制避免晶粒长大。
27.本发明创新点三是变形道次选择3次，每道次变形量23％，总变形量70％。实践证明，多道次锻压可促进合金再结晶程度，有效细化晶粒，强化力学性能，在总变形量一致的情况下，多道次锻压显著优于单道次，但高温锻压并非道次越多越好，本发明针对上述tial合金材料，探明最佳变形道次为3次。
28.下面各实施例涉及的低成本易变形轻质高强tial合金材料制备流程如图1所示，变形工艺如表1所示。
29.表1
[0030][0031]
实施例1
[0032]
步骤一：选取合金成分为ti-43al-4mn(原子百分比)，本发明制备合金铸锭选用的各金属组元的纯度如表2所示。首先将金属原料的表面机械打磨去掉氧化皮后，按照设计好的成分配比备料，每锭25kg左右；
[0033]
表2
[0034][0035]
步骤二：采用真空感应熔炼炉制备感应铸锭，向熔炼坩埚内依次加入al、mn、ti，盖上炉盖抽真空至0.1pa，向炉内充入0.04～0.06mpa的高纯氩气(99.99％)，1次熔炼得到均匀的感应铸锭(φ80
×
1200mm)，熔炼时采用的功率100kw；
[0036]
步骤三：采用真空自耗熔炼炉制备合金铸锭，将感应铸锭作为真空自耗熔炼炉的电极，封闭炉门抽真空至0.1pa，向炉内充入0.04～0.06mpa的高纯氩气(99.99％)，1次熔炼得到均匀的合金铸锭(φ120
×
550mm)，熔炼时采用的功率～80kw；
[0037]
步骤四：采用电火花线切割机从合金铸锭中部切取试样(φ50
×
110mm)；
[0038]
步骤五：采用液压机对试样进行高温锻压，变形温度选择1300℃，变形道次为3次，每道次变形量23％，总变形量70％，冷却方式选择空冷，获得消除铸造缺陷的变形试棒。
[0039]
所制备材料变形组织如图2所示，细小的黑色γ晶粒弥散分布在等轴状α2/γ片层和白色βo相之间，其中γ尺寸≈5μm，α2/γ尺寸≈40μm。
[0040]
所制备材料室温和700℃的拉伸性能测试结果表明：材料室温抗拉强度达到871mpa，塑性达到1.58％，700℃抗拉强度达到673mpa，塑性达到11.4％。
[0041]
对比例1
[0042]
步骤一、步骤二、步骤三、步骤四同实施例1。
[0043]
步骤五：采用液压机对试样进行高温锻压，变形温度选择1300℃，变形道次为4次，每道次变形量18％，总变形量70％，冷却方式选择空冷，获得消除铸造缺陷的变形试棒。
[0044]
所制备材料变形组织如图3所示，细小的黑色γ晶粒弥散分布在等轴状α2/γ片层和白色βo相之间，其中γ尺寸≈3μm，α2/γ尺寸≈20μm。
[0045]
所制备材料室温和700℃的拉伸性能测试结果表明：材料室温抗拉强度达到
869mpa，塑性达到0.97％，700℃抗拉强度达到668mpa，塑性达到9.9％。塑性明显低于实施例1。
[0046]
对比例2
[0047]
步骤一、步骤二、步骤三、步骤四同实施例1。
[0048]
步骤五：采用液压机对试样进行高温锻压，变形温度选择1300℃，变形道次为2次，每道次变形量35％，总变形量70％，冷却方式选择空冷，获得消除铸造缺陷的变形试棒。
[0049]
所制备材料变形组织如图4所示，细小的黑色γ晶粒弥散分布在等轴状α2/γ片层和白色βo相之间，其中γ尺寸≈7μm，α2/γ尺寸≈38μm。
[0050]
所制备材料室温和700℃的拉伸性能测试结果表明：材料室温抗拉强度达到797mpa，塑性达到1.45％，700℃抗拉强度达到595mpa，塑性达到11.1％。强度明显低于实施例1。
[0051]
对比例3
[0052]
步骤一、步骤二、步骤三、步骤四同实施例1。
[0053]
步骤五：采用液压机对试样进行高温锻压，将变形温度从(β α)两相区的1300℃提高到β单相区的1340℃，变形道次为3次，每道次变形量23％，总变形量70％，冷却方式选择空冷，获得消除铸造缺陷的变形试棒。
[0054]
所制备材料变形组织如图5所示，细小的黑色γ晶粒弥散分布在长条状α2/γ片层和白色βo相之间，其中γ轻微长大，尺寸≈8μm，α2/γ从等轴状变成长条状。组织明显差于实施例1。
[0055]
所制备材料室温和700℃的拉伸性能测试结果表明：材料室温抗拉强度达到683mpa，塑性达到0.48％，700℃抗拉强度达到481mpa，塑性达到7.3％。性能明显低于实施例1。
[0056]
实施例1与对比例1-3合金锻压变形后的性能对比如表3所示。
[0057]
表3
[0058]