【技术实现步骤摘要】
本专利技术涉及一种纳米球状b2相超细晶tial合金的制备方法。
技术介绍
1、近年来航空航天工业的快速发展对高温合金提出了更苛刻的要求，具有更轻的质量、更高的强度和服役温度以及更快的运行速率的发动机结构材料是科研工作者不懈追求的目标，也是提高燃油效率和促进环保节能的重要推动。γ-tial合金由于其高比强度、良好的抗蠕变性和高温抗氧化性，被认为是在800～900℃温度范围内有望取代镍基高温合金的新型结构材料。随着各种合金元素的加入，γ-tial基合金的力学性能有明显的提升，并且已经在涡轮叶片和热防护系统中展开应用。然而这种合金的本征脆性仍制约其进一步发展，良好的强度与塑性难以同时获得。同时γ-tial合金显著的塑性各向异性、延迟的动态回复以及较低的位错滑移速率，降低了热加工性。
2、为了提高γ-tial合金的热加工能力和使用温度，研究人员通过添加多种强β相稳定元素，使合金含有一定量的β/b2相，其在高温下为bcc晶体结构，能够开动大量的滑移系提高合金的变形能力。但添加较多的β相稳定元素形成的大量网状b2相连续分布在片层内部和边界上作为裂纹源反而加剧合金的脆性断裂。对于含β相稳定元素的tial合金，调控β/b2相的形貌与尺寸是目前解决b2相对显微组织不利影响的有效途径。通常γ-tial合金的热变形大多选择在(α+β)、(β+γ)两相区或者(α+β+γ)三相区进行，较高的变形温度(＞1150℃)和较低的变形速率(～0.001s-1)有助于动态再结晶的形核长大，但流变应力反而降低，变形时间反而升高，甚至导致动态再结晶异常长大
3、综上所述，如何调控出具有球状b2相与细小等轴晶的显微组织，是大幅提高tial合金强塑性的关键问题。
技术实现思路
1、本专利技术的目的是为了解决现有含β相稳定元素的tial合金存在大量网状b2相连续分布在片层内部和边界上作为裂纹源会加剧合金的脆性断裂的问题，提出一种纳米球状b2相超细晶tial合金的制备方法。
2、本专利技术一种纳米球状b2相超细晶tial合金的制备方法按以下步骤进行：一、按照质量百分比32.73～34.16％的al、2.63～2.74％的cr、re≤2.89％、余量为ti的比例称取原材料，然后采用真空电弧熔炼炉制备合金铸锭；
3、二、将合金铸锭在热-力模拟试验机上进行等温轴向压缩，设定应变速率为0.01s-1，压缩温度为1000～1150℃，变形量为80％，然后将热压缩后的试样立即进行水淬，得到纳米球状b2相超细晶tial合金，即完成。
4、本专利技术选择的使用温度在α2+γ+b2三相区，随着变形量增加，储存在片层中的应变能释放，促使可动位错在片层内部滑移和塞积，γ板条逐渐转变为等轴晶。片层边界形成局部的应力集中不仅使条状b2相发生扭转和弯曲，还会在应力尖端释放大量位错，为动态再结晶提供形核质点。变形的b2相晶粒边界失去热力学稳定性，在局部浓度梯度的驱动下，自身弯曲的边界一侧出现凹槽，凹槽尖端随原子扩散穿透b2相时，原始的网状b2相被分割成细小的块状。在后续变形过程中，b2相晶粒逐渐球化以降低界面能，并分布在再结晶晶粒边界上，彼此制约长大。本专利技术使用的方法可以提供足够的变形储存能，促使网状分布的b2相转变为细小球状，诱导动态再结晶的形核与长大。tial合金变形后的显微组织中包含了纳米的球状b2相、亚微米级的再结晶晶粒和极少量的残余片层，大幅降低了铸态晶粒的平均尺寸，有利于同时提高强度和塑性。等温压缩选择的变形温度较低(1000～1150℃，现有的等温压缩温度大多在1150℃以上)，而变形量能达到80％以上(热力模拟试验机的变形极限为80％，目前tial合金进行热压缩的变形量未达到80％)，显微组织的细化程度大，对优化tial合金的热加工工艺参数，扩宽热加工窗口，实现高质量的大尺寸锻件、板材的工业化生产具有重要意义。
5、本专利技术选择的tial合金能在1150℃以下的温度下发生80％的变形，并且平均晶粒尺寸为0.60～0.80μm，球状的b2相尺寸仅为10～100nm。由于晶粒的大幅细化同时提高了合金的变形抗力与变形能力，因此热压缩后tial合金的维氏硬度相比铸态合金的维氏硬度，从393hv提高至440hv，并且变形过程中并未发生剪切断裂。本专利技术提出的变形调控方法可以获得细小均匀的晶粒，这种理想的显微组织对合金的强度和塑性均有提升。本专利技术所制备的tial合金在室温下含有球状b2(β-ti)相(b2相体积分数≤6.5％)、等轴的l12结构γ-tial相、d019结构的α2-ti3al相，其中球状b2相的平均尺寸为10～100nm，超细晶的平均晶粒尺寸为0.60～0.80μm，维氏硬度为440hv，是铸态合金的1.4倍，1000℃-80％-0.01s-1变形条件下合金的室温压缩性能最佳(2607mpa，39.9％)。整体的操作流程简单，制备周期短，有效扩宽tial合金的热加工窗口，有利于含re-tial合金的多向应用。
6、本专利技术具备以下有益效果：
7、一、本专利技术提出的制备技术中变形温度可降低至1000℃(目前tial合金在高变形量条件下选择的热压缩温度至少在1200℃以上)，变形量可达到80％以上(热-力模拟试验机变形极限为80％，目前关于tial合金进行热压缩的变形量未达到80％)。热压缩后合金不发生边裂与剪切断裂，具有优异塑性变形能力。
8、二、本专利技术制备的tial合金中b2相的形貌与尺寸可控，球状b2相的平均尺寸为10～100nm，相比网状b2相，纳米球状b2相降低了低温变形过程中其对基体的割裂程度和裂纹的形成与扩展，有利于提高合金的塑性变形能力。
9、三、经过本专利技术制备的热压缩合金具有超细晶组织，从1000升温到1150℃时，晶粒的平均尺寸为0.60～0.80μm，受温度变化影响小，具有良好的热稳定性。
10、四、本专利技术在1050℃-80％-0.01s-1变形条件下获得的tial合计维氏硬度达到440hv，是铸态合金的1.4倍，1000℃-80％-0.01s-1变形条件下获得的tial合金的室温压缩性能最佳(2607mpa，39.9％)。
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1.一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于，该制备方法按以下步骤进行：一、按照质量百分比32.73～34.16％的Al、2.63～2.74％的Cr、Re≤2.89％、余量为Ti的比例称取原材料，然后采用真空电弧熔炼炉制备合金铸锭；
2.根据权利要求1所述的一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于按照质量百分比33.4280％的Al、2.6823％的Cr、2.8817％的Re、余量为Ti的比例称取原材料。
3.根据权利要求1所述的一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于采用真空电弧熔炼炉制备合金铸锭的方法为：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，抽真空后充入氩气进行保护熔炼，冷却后，得到合金锭，然后将合金锭反复熔炼2-5次，冷却得到合金铸锭。
4.根据权利要求3所述的一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于抽真空至3×10-3Pa以下。
5.根据权利要求3所述的一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于合金铸锭冷却至室温后进行超声波乙醇
6.根据权利要求1所述的一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于步骤二中待温度升高到1000℃后保温5min，再在0.01s-1的应变速率下，在1000℃的温度下变形80％。
7.根据权利要求1所述的一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于步骤二中待温度升高到1050℃后保温5min，再在0.01s-1的应变速率下，在1050℃的温度下变形80％。
8.根据权利要求1所述的一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于步骤二中待温度升高到1100℃后保温5min，再在0.01s-1的应变速率下，在1100℃的温度下变形80％。
9.根据权利要求1所述的一种纳米球状B2相超细晶TiAl合金的制备方法，其特征在于步骤二中待温度升高到1150℃后保温5min，再在0.01s-1的应变速率下，在1150℃的温度下变形80％。
...【技术特征摘要】
1.一种纳米球状b2相超细晶tial合金的制备方法，其特征在于，该制备方法按以下步骤进行：一、按照质量百分比32.73～34.16％的al、2.63～2.74％的cr、re≤2.89％、余量为ti的比例称取原材料，然后采用真空电弧熔炼炉制备合金铸锭；
2.根据权利要求1所述的一种纳米球状b2相超细晶tial合金的制备方法，其特征在于按照质量百分比33.4280％的al、2.6823％的cr、2.8817％的re、余量为ti的比例称取原材料。
3.根据权利要求1所述的一种纳米球状b2相超细晶tial合金的制备方法，其特征在于采用真空电弧熔炼炉制备合金铸锭的方法为：将原材料放入非自耗真空电弧熔炼炉的水冷铜坩埚中，抽真空后充入氩气进行保护熔炼，冷却后，得到合金锭，然后将合金锭反复熔炼2-5次，冷却得到合金铸锭。
4.根据权利要求3所述的一种纳米球状b2相超细晶tial合金的制备方法，其特征在于抽真空至3×10-3pa以下。
5.根据权利要求3所述的一种纳米球状b2相超细...
【专利技术属性】
技术研发人员：方虹泽，李柯萱，陈瑞润，王琪，王墅，丁鑫，陈德志，郭景杰，
申请(专利权)人：哈尔滨工业大学，
类型：发明
国别省市：
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