一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料
阅读说明：本技术 一种可实现低成本轧制的变形TiAl合金材料 (Deformed TiAl alloy material capable of realizing low-cost rolling ) 是由 刘奎 李小兵 马颖澈 高明 舒磊 张孟殊 于 2020-04-16 设计创作，主要内容包括：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。(The invention discloses a deformed TiAl alloy material capable of realizing low-cost rolling, belonging to the technical field of TiAl alloys. The alloy comprises the following components in percentage by atom: 42-44% of Al, 2.0-4.0% of Mn, 0.5-1.0% of Mo, 0.08-0.3% of B, 0.1-0.3% of C, less than or equal to 0.07 wt% of O, less than or equal to 0.005 wt% of H, less than or equal to 0.01 wt% of N and the balance of Ti. The alloy is smelted, pre-forged to deform, rolled into bar, and the forging and rolling processes are non-sheathed and isothermal treatment. Prepared by)
技术领域
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
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
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。
为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
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。
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.％。
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.％。
该变形TiAl合金材料的制备过程包括如下步骤：
(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℃。
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。
本发明变形TiAl合金材料的设计机理如下：
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。
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。
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。
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。
本发明的优点和有益效果如下：
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；
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；
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；
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
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。
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。
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。
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
下面将结合附图和实施例对本发明作进一步的详细说明。
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℃、应变速率10s-1和0.1s-1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；
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。
实施例1-3：
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。
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。
从第一批次离心铸锭上截取系列试样，在Gleeble-3800热模拟试验机上测试1100℃、1150℃、1200℃、1250℃、1300℃，应变速率10s-1和0.1s-1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。
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。
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。
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。
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。
表1.采用真空感应炉熔炼的三批次本发明合金化学成分
表2.本发明合金热扩散、比热、热导率及密度
表3.本发明合金杨氏模量、剪切模量、泊松比
表4.本发明合金不同温度(℃)的最大流变应力(MPa)
表5.新合金不同尺寸棒材的室温和高温瞬时拉伸性能
表6.热处理后新合金室温和高温瞬时拉伸性能
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