一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料

摘要

本发明公开了一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料，属于TiAl合金技术领域。按原子百分含量计，该合金成分：Al 42‑44％，Mn 2.0‑4.0％，Mo 0.5‑1.0％，B 0.08‑0.3％，C 0.1‑0.3％，O≤0.07wt.％，H≤0.005wt.％，N≤0.01wt.％，余量Ti。该合金熔炼、预锻造变形，再轧制成棒材，锻造和轧制工序无包套和等温处理。制备的棒材室温强度和塑性均超过目前国外已应用的Ti‑42Al‑5Mn、Ti‑43Al‑4Nb‑1Mo‑0.1B(TNM)合金。本发明合金800℃高温下组织稳定，长期时效不析出ω、Laves等有害相。

权利要求

1.一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料的制备方法，其特征在于：该合金化学成分如下：

Al 42‑44at.％，Mn 2.0‑4.0at.％，Mo 0.5‑1.0at.％，B 0.08‑0.3at.％，C0.1‑

0.3at.％，余量为Ti及不可避免的杂质；

该变形TiAl合金材料中，O含量≤0.07wt.％，H含量≤0.005wt.％，N含量≤0.01wt.％；

该变形TiAl合金材料的制备方法包括如下步骤：(1)按照合金成分进行配料，采用CaO坩埚在真空感应熔炼炉中直接冶炼成铸锭；

(2)合金铸锭锻造为直径为30～60mm棒材，再经过热轧制得到直径10～18mm棒材；

步骤(2)中，锻造初始变形温度为1300～1350℃，最终变形温度大于1100℃；热轧制过程中，轧制道次为一次或多次，轧制初始变形温度为1300～1350℃；

为保证合金具有在750～800℃具有更高的拉伸强度，对热轧制所得棒材进行热处理，热处理制度为：1230‑1280℃固溶0.5‑1小时，空冷，然后经过760‑800℃保温3小时时效处理。

2.根据权利要求1所述的可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料，其特征在于：该变形TiAl合金材料化学成分中，Al 42.5‑44at.％，Mn2.6‑3.8at.％，Mo 0.6‑0.9at.％。

3.根据权利要求1所述的可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料，其特征在于：该变形TiAl合金材料化学成分中，B为0.08‑0.2at.％，C0.1‑0.2at.％。

说明书

一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料

技术领域

[0001] 本发明涉及TiAl合金技术领域，具体涉及一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料。

背景技术

[0002] TiAl基合金具有低密度(～4g/cm3)、高比强度、较好抗氧化性能等优点，在600～900℃温度区间有望取代高温合金，制备某些航空航天结构件及地面动力系统转动或往复
运动结构件，实现推力重量比值和燃油效率的大幅度提高，被认为是具有应用潜力的新一
代轻质耐高温结构材料。在诸多TiAl合金中，变形TiAl合金的冶金缺陷和包晶偏析大幅减
少，且具有细小均匀的组织、更高的室温和高温强度。同时良好热机械加工性可保证合金较
低制造成本下加工出各种形状的工件。因此，变形TiAl合金已成为了近年TiAl合金领域研
究的重点与热点。截止目前，典型变形TiAl包括德国和奥地利研制的Ti‑43Al‑4Nb‑1Mo‑
0.1B(简称TNM)、中国北科大研制的Ti‑45Al‑8.5Nb(简称高Nb‑TiAl)、日本研制的Ti‑42Al‑
5Mn等，其中TNM、Ti‑42Al‑5Mn已分别在航空发动机低压涡轮叶片和赛车发动机气阀材料实
现了应用。对比而言，在上述变形合金中，Ti‑42Al‑5Mn已可实现大气下大变形速率的无包
套、非等温锻造变形，变形成分低廉，具有广阔的应用前景。但研究发现，700℃以上服役时，
该合金存在抗氧化性不足、强度偏低和Laves有害相时效析出等问题，严重制约合金的工业
应用。为利用Mn元素极强的β相稳定、廉价的成本及抑制ω脆性相析出等作用，因此，研制一
种新型合金突破TiAl‑Mn系合金在700℃以上存在的上述问题显得十分有必要。

发明内容

[0003] 本发明的目的在于提供一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料及其制备工艺，该合金是在TiAl基础上添加Mn、Mo、B的β凝固γ‑TiAl合金，通过优化合金成分，可实现
无包套、非等温低成本轧制变形，变形棒材室温强度优异，塑性适中，二者数值均超过TNM、
Ti‑42Al‑5Mn等变形合金；具有良好的组织稳定性，800℃温度时效不析出Laves、ω等有害
脆性相。

[0004] 为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：

[0005] 一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料，按原子百分含量计，该合金化学成分为：Al 42‑44％，Mn 2.0‑4.0％，Mo 0.5‑1.0％，B 0.08‑0.3％，C 0.1‑0.3％，余量为Ti及
不可避免的杂质。

[0006] 该变形TiAl合金材料中，O含量≤0.07wt.％，H含量≤0.005wt.％，N含量≤0.01wt.％。

[0007] 该变形TiAl合金材料化学成分中，Al含量优选为42.5‑44at.％，Mn含量优选为2.6‑3.8at.％，Mo含量优选为0.6‑0.9at.％。

[0008] 该变形TiAl合金材料化学成分中，B含量优选为0.08‑0.2at.％，C含量优选为0.1‑0.2at.％。

[0009] 该变形TiAl合金材料的制备过程包括如下步骤：

[0010] (1)按照合金成分进行配料，采用CaO坩埚在真空感应熔炼炉中直接冶炼成铸锭；

[0011] (2)合金铸锭锻造为直径为30～60mm棒材，再经过热轧制得到直径8～18mm棒材；锻造初始变形温度为1300～1350℃，最终变形温度大于1100℃；热轧制过程中，轧制道次为
一次或多次，轧制初始变形温度为1300～1350℃。

[0012] 为保证合金具有在750～800℃具有更高的拉伸强度，对热轧制所得棒材进行热处理，热处理制度为：1230‑1280℃固溶0.5‑1小时，空冷，然后经过760‑800℃保温3小时时效
处理。

[0013] 本发明变形TiAl合金材料的设计机理如下：

[0014] 本发明的合金通过添加Mo，协同控制Al、Mn含量，同时严控O、H、N等元素含量，以提高合金的热变形能力、抗氧化能力和组织稳定性，抑制时效过程Laves脆性相析出。

[0015] 本发明合金添加适量B，要求B含量0.1‑0.3at.％，以提高合金的室、高温强度。

[0016] 本发明合金添加适量C，要求C含量0.1‑0.3at.％，以提高合金的蠕变性能，并保证合金可获得近片层组织。

[0017] 为了保证合金具有在750～800℃具有更高的拉伸强度，变形合金热处理制度为：1230‑1280℃固溶0.5‑1小时，空冷，然后经过760‑800℃保温3小时时效处理。

[0018] 本发明的优点和有益效果如下：

[0019] 1.本发明变形TiAl合金成分可以精确控制，在Mn原料成本和真空感应熔炼条件下，生产成本相对较低，生产工艺实施性强，材料可大批量生产；

[0020] 2.本发明变形TiAl合金属于可低成本热变形的TiAl合金，合金铸锭热变形前无需热等静压(HIP)，锻造、轧制过程均置于大气环境，亦无需包套、等温处理，其中轧制采用Y型
轧机一火多道次成型，变形成本低，材料利用率高；

[0021] 3.本发明变形TiAl合金在800℃高温下兼具优异的高温抗氧化性和组织热稳定性，高温抗氧化性优于Ti‑42Al‑5Mn，长期时效过程中组织无Laves脆性相析出；

[0022] 4.本发明TiAl合金轧制的 细棒材室温屈服强度为1033MPa，抗拉强度为1258MPa，延伸率为0.63％，强度和塑性均超过目前国外已应用的Ti‑42Al‑5Mn、TNM合金。

附图说明

[0023] 图1为本发明合金和Ti‑42Al5Mn合金在800℃/1h循环氧化100h后的表面低倍形貌；其中：(a)Ti‑42Al5Mn合金；(b)本发明合金。

[0024] 图2为本发明合金和Ti‑42Al5Mn合金在800℃/1h循环氧化100h后的氧化动力学曲线。

[0025] 图3为本发明合金轧制成 棒材热处理前、后显微组织；其中：(a)棒材热处理前；(b)棒材热处理后。

[0026] 图4为本发明合金和Ti‑42Al5Mn合金分别在800℃时效处理30天后组织中Laves脆性相析出对比结果；其中：(a)Ti‑42Al5Mn合金电子探针检测结果；(b)Ti‑42Al5Mn合金电子
背向散射衍射检测结果；(c)本发明合金电子探针检测结果；(d)本发明合金电子背向散射
衍射检测结果。

具体实施方式

[0027] 下面将结合附图和实施例对本发明作进一步的详细说明。

[0028] 本发明提供一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料，以下实施例中，首先按照表1合金成分进行配料，采用CaO坩埚在真空感应熔炼炉中熔炼成铸锭；利用真空电磁搅
拌能力，减少合金中未熔金属夹杂、避免成分偏析大，从合金铸锭上取样测试1100～1300
‑1 ‑1
℃、应变速率10s 和0.1s 条件下的热压缩应力‑应变曲线；在800℃/保温时间1h的氧化条
件下进行循环100周次的抗氧化实验，判定合金的高温氧化性能；合金铸锭经过锻造、热轧
工序制造成棒材，棒材直径为 从热轧棒上取样，利用SEM、EPMA、EBSD和TEM检
测合金组织、结构，在拉伸机上进行室温和高温拉伸试验评价其综合机械性能；

[0029] 对热轧棒材进行热处理后，分析800℃高温下合金长期时效Laves有害相的析出，评价其服役组织热稳定性。

[0030] 实施例1‑3：

[0031] 根据表1中合金化学成分，采用真空感应炉熔炼了三批次本发明合金铸锭，分别为实施例1(第一批次，No.1)、实施例2(第二批次，No.2)、实施例3(第三批次，No.3)。第一批次
铸锭为真空感应+离心浇注的20kg离心锭，用于压缩、氧化实验、热物性参数测量；第二、三
批次铸锭为真空感应+重力浇注的20kg 圆柱锭，用于轧制变形。三批次材料化学
成分如表1所示。

[0032] 从第一批次离心铸锭上截取系列试样对合金热扩散、比热、热导率、杨氏模量、剪切模量、泊松比等热物性参数进行测量列于表2和表3。

[0033] 从第一批次离心铸锭上截取系列 试样，在Gleeble‑3800热模拟试验‑1 ‑1
机上测试1100℃、1150℃、1200℃、1250℃、1300℃，应变速率10s 和0.1s 条件下的热压缩
应力‑应变曲线，试样的最大流变抗力数据列于表4。

[0034] 从第一批次铸锭上截取制备系列10mm×10mm×5mm实验样品，在800℃大气条件下氧化，保温1h后冷却至室温，并多次循环，按照航空工业标准‑钢及高温合金的抗氧化性测
试试验方法(HB52580‑2000)规定，氧化的总循环周次为100次(100h)，冷却后测定其氧化增
重和氧化膜脱落重量，仪器为电子天平，精度为0.1mg。本发明合金氧化后的低倍形貌和氧
化动力学曲线如图1和2所示。从图中可以看出，在800℃温度下本发明合金表面形成的氧化
膜均不发生脱落，附着性好，抗氧化性能优异。

[0035] 将第二、三批次的 铸锭经多道次拔长，锻造成截面直径 的锻坯，锻造初始变形温度为1300～1350℃，最终变形温度大于1100℃。再经Y型轧机一次多道
次轧制成直径为18～10mm的棒材，轧制初始变形温度为1300～1350℃。从棒材上截取试样
进行室、高温拉伸测试，数据列于表5。

[0036] 本发明合金热处理制度为1230‑1280℃固溶0.5‑1小时，空冷，然后经过760‑800℃保温3小时时效处理。表6列出本发明合金轧态热处理后的室、高温拉伸性能数据。热处理
前、后本发明合金显微组织列于图3。

[0037] 图4示出本发明合金和Ti‑42Al‑5Mn合金在800℃时效30天后对应Laves析出情况。从图中数据可以看出，本发明合金性能800℃稳定性良好，不析出ω、Laves等有害相。

[0038] 表1.采用真空感应炉熔炼的三批次本发明合金化学成分

[0039]

[0040] 表2.本发明合金热扩散、比热、热导率及密度

[0041]

[0042] 表3.本发明合金杨氏模量、剪切模量、泊松比

[0043]

[0044] 表4.本发明合金不同温度(℃)的最大流变应力(MPa)

[0045]

[0046] 表5.新合金不同尺寸棒材的室温和高温瞬时拉伸性能

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[0048] 表6.热处理后新合金室温和高温瞬时拉伸性能

[0049]