一种镍微合金化的钛铝金属间化合物合金

摘要

一种镍微合金化的钛铝金属间化合物合金,属于高温结构材料领域,特点是:具体化学成分(原子百分比)为Al45.0～48.0;Cr1～3;V0～3;Nb0～3;Ni0.2～0.8;余为Ti,本发明通过镍微合金化促使铸造钛铝合金粗大的层片组织转变为晶粒细小等轴的近γ组织,进而或将其热处理为铸造钛铝合金综合力学性能优异的细小全层片组织;或以其作为热加工的预备组织提高变形钛铝合金的热加工性能,改善变形钛铝合金组织的均匀性。

说明书

本发明属于高温结构材料领域。

钛铝金属间化合物合金是极具潜力的新型高温结构材料。自八十年代以来，世界各国均投入了大量的人力物力进行开发研究。

经过最近十余年的研究，已发明了一些具有一定室温拉伸塑性和断裂韧性的钛铝合金，如日本专利特开平1-255632、1-259139，美国专利No-4879092、3857268、5518690等。这些合金的塑性、韧性的提高均是通过热机械处理调整组织实现的。针对钛铝合金热加工性能较差，也提出了一些扩大钛铝合金热加工窗口(Process Window)的专利技术，如日本专利特开平1-312048，美国专利No-4842819，中国专利92110539等。但是，钛铝合金通常在γ+α₂或γ+α两相区温度、以铸态粗大的全层片组织进行热加工，使得改善其热加工性能的研究尚未取得突破，热加工组织还普遍存在较严重的不均匀性。这些仍是制约变形钛铝合金工程应用的关键问题。有文献报道，日本、美国的科学家进行α单相区高温热加工试验发现，钛铝合金在如此高温度下的热加工性能很好，且变形组织均匀(日本金属学会志，1992年，第56卷，第10号，P.1118；Intermetallics,1996,Vol.4,P.429)。但是一般的热加工设备，特别是工程上常用的锻造设备均难以承受如此高的加工温度，该技术的应用范围有限、应用成本较高。而有研究曾经发现，单相γ-TiAl合金在低于T_α温度下的热加工性能很好，且变形组织均匀(Scripta Metall.Mater.,1994,Vol.30,P.429)。因此，在具有应用价值的双相钛铝合金中先于热机械加工得到细小等轴晶粒的近γ组织应是解决日前变形钛铝合金热加工性能和组织均匀性问题的最佳技术途径。另一方面，铸造钛铝合金因具有可近净成形性和经济性而在近些年有了较快的发展，美、日、中国等国家均已研制出铸造钛铝合金航空及车用发动机部件并在不同程度上进行了台架试车和装机考核(JOM,1994,Vol.46,No.7,P.30；’96中国金属间化合物学术研究暨应用研讨会论文集-钢铁研究学报，1997(增刊)，P.1；Structural Intermetallics,Warrendale PA,TMSl997,P.3)。目前，原始铸态组织粗大、不均匀和热处理改善组织较为困难是应用铸造钛铝合金的主要技术难点。现已有一些专利和研究报道，如美国专利No.5609698、5634922，中国专利申请号97119996.5，为改善铸造钛铝合金组织提出了一些工艺技术，但这些技术或效果不很理想或热处理工艺较为复杂。

目前尚未见有利用镍微合金化技术促进铸造钛铝合金组织转变和改善变形钛铝合金热加工性能的专利。

本发明的目的是提供一种镍微合金化钛铝金属间化合物合金。通过镍微合金化促使铸造钛铝合金粗大的层片组织转变为晶粒细小等轴的近γ组织，进而或将其热处理为铸造钛铝合金综合力学性能优异的细小全层片组织；或以其作为热加工的预备组织提高变形钛铝合金的热加工性能、改善变形钛铝合金组织的均匀性。

基于上述发明目的，本发明具体化学成分(原子百分比)为：Al45.0～48.0；Cr1～3；V0～3；Nb0～3；Ni0.2～0.8；余为Ti。

本发明提出的上述镍微合金化钛铝合金，是通过镍扩大钛铝合金的γ相区，使铸造钛铝合金可以在近共析温度发生γ相的重结晶，从而得到晶粒细小等轴的近γ组织。

再重新将这种晶粒细小等轴的近γ组织加热到α相区温度，可以通过α相在γ相晶粒内多取向片状析出形成γ/α层片结构，这种层片结构冷却后即得到铸造钛铝合金细小全层片组织。

这种晶粒细小等轴的近γ组织具有优异的热加工性能，可以在900-1100℃/1.0-0.01每秒应变速率条件下一次热压缩变形真应变达120％以上，而且所产生的变形组织均匀、无层片组织不均匀变形所形成的的变形带，可以进一步再结晶热处理得到变形钛铝合金综合力学性能优异的细小全层片组织。

本发明的制造方法是在钛铝合金(Al45.0～48.0；Cr1～3；V0～3,Nb0～3；Ni0.2～0.8；余为Ti)配料中添加原子百分比为0.2-0.8的金属镍，然后用冷坩埚真空感应悬浮炉熔炼并浇铸的铸锭在1100-1200℃等温退火100-200小时得到晶粒细小等轴的近γ组织。

对铸造钛铝合金，是将得到的近γ组织重新加热到1300-1400℃温度保温5-30分钟，使α相在γ相晶粒内多取向片状析出形成γ/α层片结构，冷却后得到层片团小于100μm的细小全层片或近全层片组织。

对变形钛铝合金，是将得到的近γ组织在900-1100℃/1.0-0.01每秒应变速率下热压力加工，一次变形真应变量可取80-160％，然后将变形组织在1300-1400℃温度再结晶3-20分钟后空冷得到层片团小于80μm的细小全层片或近全层片组织。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

本发明在现有钛铝合金中添加微量元素镍，不改变已形成的合金成分优化设计，而是利用微量镍的作用使钛铝合金原始铸态粗大且不均匀的层片组织在近共析温度热处理中分解、重结晶为晶粒细小等轴的均匀近γ组织。得到的近γ组织可以进一步热处理为铸造钛铝合金综合力学性能优异的细小全层片组织；也可以作为有利于热塑性变形的热加工初始组织，使钛铝合金可以在相对较低的温度实现较大量的变形，并且可以通过热处理使热变形均匀的组织再结晶为变形钛铝合金综合力学性能优异的细小全层片组织。

实施例。

本发明的具体实施方式是在钛铝合金(Al45.0～48.0；Cr1～3；V0～3,Nb0～3；余为Ti)配料中添加原子百分比为0.2-0.8的金属镍，设计了三批合金，三批合金的具体成分列在表1，然后用冷坩埚真空感应悬浮炉熔炼并浇铸的铸锭在1100-1200℃等温退火100-200小时得到晶粒细小等轴的近γ组织。取得近γ组织的热处理制度及组织细化效果列在表2。

对铸造钛铝合金，是将得到的近γ组织重新加热到1300-1400℃温度保温5-30分钟，使α相在γ相晶粒内多取向片状析出形成γ/α层片结构，冷却后得到层片团小于100μm的细小全层片或近全层片组织，取得铸造钛铝合金细小全层片或近全层片组织的热处理制度及效果列在表3。

对变形钛铝合金，是将得到的近γ组织在900-1100℃温度1.0-0.001每秒应变速率下热压力加工，一次变形真应变量可取80-160％，然后将变形组织在1300-1400℃温度再结晶3-20分钟后空冷得到层片团小于80μm的细小全层片或近全层片组织。其中变形钛铝合金热加工制度及效果列在表4，取得变形钛铝合金细小全层片或近全层片组织的热处理制度及效果列在表5

  表1实施例镍微合金化的钛铝合金成分(原子百分比)

合金编号    镍微合金化合金成分    1    Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Ni    2    Ti-45.0Al-1.0Cr-1.0V-1.0Nb-0.5Ni    3    Ti-48.0Al-2.0Cr-2.0Nb-0.8Ni

   表2实施例取得近γ组织的热处理制度及组织细化效果

合金编号    热处理制度γ晶粒平均尺寸(μm)原始铸态层团尺寸(μm)    1    1100℃/200小时    118    1710    1150℃/170小时    124    1180℃/140小时    130    2    1120℃/190小时    110    1505    1160℃/170小时    121    1190℃/140小时    125    3    1110℃/180小时    106    1450    1140℃/140小时    112    1200℃/100小时    121

表3实施例取得铸造钛铝合金细小全层片或近全层片组织的热处理制度及效果

合金编号    热处理制度层片团尺寸(μm)    1    1310℃/30分钟/空冷    67    1370℃/10分钟/空冷    80    1400℃/7分钟/空冷    95    2    1300℃/20分钟/空冷    62    1350℃/12分钟/空冷    75    1390℃/7分钟/空冷    98    3    1300℃/30分钟/空冷    60    1360℃/12分钟/空冷    77    1400℃/5分钟/空冷    90

    表4实施例变形钛铝合金热加工制度及效果

合金编号    热压力加工制度    (温度/应变速率)一次变形最大真应变量(％)    1    900℃/0.01每秒    80    1000℃/0.1每秒    120    1100℃/0.1每秒    160    2    950℃/0.01每秒    100    1020℃/0.1每秒    120    1100℃/1.0每秒    120    3    920℃/0.01每秒    120    1050℃/0.1每秒    150    1100℃/1.0每秒    130表5实施例取得变形钛铝合金细小全层片或近全层片组织的热处理制度及效果合金编号    热处理制度层片团尺寸(μm)    1    1300℃/20分钟/空冷    45    1360℃/12分钟/空冷    57    1400℃/3分钟/空冷    62    2    1310℃/20分钟/空冷    42    1350℃/15分钟/空冷    55    1390℃/5分钟/空冷    78    3    1320℃/18分钟/空冷    40    1360℃/15分钟/空冷    54    1400℃/8分钟/空冷    70