CN108787750B - 一种β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法,其步骤为:一、称取原材料;二、利用真空感应熔炼技术制备TiAl合金铸锭并进行热处理;三、对合金进行两步热挤压变形;四、对合金进行一步大变形包套轧制,去除包套即获得组织均匀细小的TiAl合金板材。本发明采用的是具有优异高温变形能力的β凝固TiAl合金,控制β相含量15%~25%,保证TiAl合金优异的高温变形能力。同时,经两步挤压剧烈细化坯料合金组织,显著改善合金组织均匀性。从而能够保证坯料实现一步大变形轧制。最终获得具有均匀、细小的组织的、室温塑性良好的TiAl合金板材。解决了现有技术中TiAl合金轧制坯料组织粗大、板材成型困难及板材组织均匀性差等问题。

Description

一种β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法
技术领域
本发明属于TiAl合金技术领域,具体涉及一种β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法。
背景技术
TiAl合金具有低密度、高强度、良好的抗氧化性能及抗蠕变性能等诸多优点,是一种在航空、航天领域具有广阔应用前景的新型轻质高温结构材料。利用TiAl合金替代航空、航天发动机的Ni基高温合金,能够有效实现发动机减重,提高发动机推重比。目前,TiAl合金铸件和锻件的制备技术已经取得了较大突破。如美国boeing公司在2007年宣布将铸造TiAl合金用于制备boeing 787飞机的低压涡轮叶片;德国制备的锻态TiAl合金低压涡轮叶片成功应用于普惠公司的PW1100G-JM GT航空发动机中;日本Del West研发的锻态γ-TiAl合金已经应用在Formula 1和Grand Prix Motorcycles发动机的进气阀和排气阀上。此外,TiAl合金的板材也具有广阔的应用前景,其适用于航空、航天飞行器的热结构及热防护性构件,如飞行器蒙皮、蜂窝结构件等。随着航空、航天技术的发展,国内外对TiAl合金板材的需求越来越迫切。但当前TiAl合金板材的制备技术尚不成熟。
目前,TiAl合金板材的制备方法主要有两种:粉末冶金法和铸锭冶金法。粉末冶金法是以TiAl预合金粉末为原料,利用热压烧结或等离子烧结等方法获得轧制坯料,将坯料包套封焊,在等温或近等温条件下进行轧制的方法。粉末冶金法存在以下缺点:1.预合金粉末制备困难,价格昂贵;2.烧结过程易产生孔隙,影响合金致密度;3.合金粉末易含杂质,易氧化,影响合金纯净度。因此,为了降低加工成本、提高合金可加工性,采用更多的是铸锭冶金法。铸锭冶金法是以TiAl合金铸锭为原料,将铸锭切割成板状并进行包套封焊,在等温或近等温条件下进行轧制的方法。铸锭冶金法虽避免了板材制备困难、价格昂贵的问题,但仍存在以下缺点:1.合金热加工性能较差,轧制过程一般为多道次轧制,单一道次轧制量很小,工艺复杂;2.由于铸态合金组织粗大,导致轧制板材组织粗大且不均匀,难以获得良好的综合力学性能。因此,有必要进一步改进TiAl合金板材的制备方法。
发明内容
本发明的目的是解决现有技术中TiAl合金轧制坯料组织粗大、板材成型困难,工艺复杂(单一道次变形量小、轧制道次多、回炉次数多),板材组织和性能均匀性差等问题,提供一种β凝固TiAl合金的一步大变形包套轧制方法。
本发明为解决上述技术问题所采用的技术方案是:一种β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法,首先制备β相含量为15%~25%的TiAl合金铸锭;然后,将合金铸锭进行热处理及预加工后,经过两步热挤压,制备出用于轧制的合金坯料;最后,将合金坯料包套和预热,进行一步大变形轧制,去除包套即获得β凝固TiAl合金板材。
所述β相含量为15%~25%的TiAl合金铸锭,各元素的原子百分比含量分别为:41%~44%的Al、1%~3%的Cr、1%~2%的Mn、0.5%~1%Mo、0.1%~0.5%B,余量为Ti及不可避免的杂质。优选地,β相含量为20%。
进一步地,制备β相含量为15%~25%的TiAl合金铸锭的方法是:
原材料准备:按照合金名义成分,称量原材料:海绵钛、高纯铝、高纯铬、铝锰合金、铝钼合金和硼粉;
铸锭制备:原材料放入真空度为2.0~3.0×10-3MPa的真空感应凝壳熔炼炉中进行熔炼,然后浇注到圆柱状模具中,得到TiAl合金铸锭。
进一步地,所述合金铸锭的热处理及预加工,包括:
a.将合金铸锭放入800~1000℃的热处理炉中保温5~10h,并随炉冷却至室温;
b.将合金铸锭放入1200~1250℃、160~200MPa的炉子中进行热等静压处理3~5h,并随炉冷却至室温;
c.利用电火花线切割去除铸锭的缺陷部分和表面氧化皮,并将铸锭切割成圆柱状。
进一步地,所述两步热挤压,包括:
第一步热挤压变形:将TiAl合金铸锭预热至1200~1300℃,挤压模具预热至300~600℃,然后将TiAl合金铸锭转移至挤压模具A中,进行第一步挤压,获得一次挤压的TiAl合金;
第二步热挤压变形:将一次挤压后的TiAl合金继续回炉预热至1200~1300℃,挤压模具预热至300~600℃,然后将TiAl合金转移至挤压模具B中,进行第二步挤压,获得合金坯料;将合金坯料在800~1000℃的热处理炉中退火5~10h,随炉冷却至室温。
所述挤压模具是石墨模具,模具表面粗糙度Ra1.2~0.8,压下速率为0.5~0.7mm/min,挤压模具A的挤压比为5:3~8:3,挤压模具B的挤压比为3:1~3:2;其中挤压模具A的出料直径与挤压模具B的进料直径相等。
进一步地,所述合金坯料包套和预热,进行一步大变形轧制,具体方法是:合金坯料进行包套,加热至1200~1300℃,转运至轧板机进行一步大变形轧制,轧制变形量为30~50%;随后将轧制的板材放入温度800~1000℃的热处理炉中退火5~10h,并随炉冷却至室温。
所述包套,方法是:采用电火花线切割切取厚板状TiAl合金坯料;利用304不锈钢或TC4钛合金对坯料进行包套,用钨极氩弧焊工艺对包套进行焊合,包套厚度控制在板状坯料短边的1/4~1/3。
本发明合理调控β相含量,采用经热挤压的高性能β凝固TiAl合金作为轧制坯料,能够在非等温设备上实现一步大变形量轧制。不仅避免了传统TiAl合金轧制过程中存在的轧制坯料组织粗大、单一道次变形量小、轧制道次多、回炉次数多等问题,而且能够制备出具有均匀细小显微组织的TiAl合金板材。
因此,本发明还提供采用上述β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法制备的β凝固TiAl合金板材。本发明TiAl合金板材具有晶团细小(尺寸为20~50μm)且组织均匀的特点。
本发明所采用的关键技术及有益效果是:
(1)采用β凝固TiAl合金,通过合理调控β相含量,保证TiAl合金优异的高温变形能力。
通过向TiAl合金中添加β相稳定元素,能够向合金高温组织中引入一定量的β相,从而显著提高TiAl合金的高温变形能力。这类含β相的TiAl合金称为β凝固TiAl合金。β凝固TiAl合金优异的高温变形能力为克服传统TiAl合金板材轧制过程中轧制道次多、单一道次变形量小的缺点提供了可能。因此,本发明人进行研发试验,通过合理调控β相含量(β相含量为15%~25%),显著提升合金的变形能力,是实现一步大变形轧制的基础。
(2)通过两次热挤压的方式,剧烈细化合金组织,显著改善轧制坯料的组织均匀性。
本发明TiAl合金轧制坯料提前经热挤压变形,剧烈细化了轧制坯料的显微组织。该步骤为后续轧制提供细晶坯料,进而保证了轧制板材显微组织的细化和均匀化,进而有利于轧制板材力学性能的提高。
且为实现上述效果,本发明采用的是两步挤压变形。由于TiAl合金和挤压模具之间温差较大,合金降温较快,一步大变形挤压可能会导致合金开裂;故本发明采用两步挤压变形,不仅能避免合金发生破坏,还能有效细化坯料显微组织。本发明通过热挤压提前优化轧制坯料的组织,进而能够获得组织均匀、细小的TiAl合金板材。截至目前,国内外尚未有相关的报道。
(3)本发明对TiAl合金进行了包套,既能有效缓解合金在轧制过程中的温降,又能有效约束合金在轧制过程的塑性变形,避免合金开裂,进而能保证合金在近等温条件下实现一步大变形轧制。
(4)本发明采用一步大变形轧制,简化了轧制工艺,降低了轧制成本。
正是由于采用前述关键技术,保证了本发明β凝固TiAl合金具有优异的高温变形性能,因此,能够在近等温条件下实现一步大变形量(30~50%)轧制。克服了现有技术中的合金热加工性能较差、需要多道次轧制、工艺较复杂,若采用一步轧制又会导致合金开裂等缺点。显著提高了轧制效率,节约了轧制加工成本。
(5)本发明制备的β凝固TiAl合金板材具有均匀、细小的显微组织,其晶团尺寸仅为20~50μm,且组织较均匀。
(6)本发明制备的β凝固TiAl合金板材具有良好的室温塑性,室温延伸率可达1.8~2.1%。
现有技术中合金板材的制备一般是直接对铸锭进行轧制,其铸态合金组织粗大,轧制后组织粗大且不均匀,因此轧制后的TiAl合金板材性能不好。或者对铸锭进行锻造,然后从锻坯上切取坯料进行轧制,虽然锻造可以起到细化组织的作用,但是其组织细化不均匀、材料利用率较低。而本发明克服了该问题,获得了具有均匀、细小的显微组织的、室温塑性良好的TiAl合金板材。
附图说明
图1为本发明方法采用的挤压模具示意图。其中a表示挤压模具A的出料直径和挤压模具B的进料直径,两者相等。
图2为本发明方法采用的包套方案示意图。
图3为实施例1制得的β凝固TiAl合金板材显微组织的SEM图。
图4为实施例2制得的β凝固TiAl合金板材显微组织的SEM图。
图5为实施例3制得的β凝固TiAl合金板材显微组织的SEM图。
图6为对比例1制得的β凝固TiAl合金板材显微组织的SEM图。
图7为对比例2制得的β凝固TiAl合金板材显微组织的SEM图。
具体实施方式
下面结合具体实施方式和附图对本发明的技术方案和技术效果做进一步说明,下述说明仅用于解释本发明,而不应当理解为对本发明的限制。基于本发明精神基础下所做出的简单改进、等同替换、及简化等均属于本发明的保护范围。本发明方法如无特殊说明,为本领域常规方法。
实施例1.制备Ti-43Al-2Cr-1Mn-0.5Mo-0.1B的β凝固TiAl合金板材
(一)原材料准备:按照合金名义成分,选取海绵钛、高纯铝、高纯铬、铝锰合金、铝钼合金和硼粉作为原材料并进行称量,各元素的原子百分比含量分别为:43%Al、2%Cr、1%Mn、0.5%Mo、0.1%B,余量为Ti及不可避免的杂质。原材料配比的原则是保证合金中含有约20%的β相。
(二)铸锭制备:将步骤(一)配制的原材料放入真空度为2.0×10-3MPa的真空感应凝壳熔炼炉中进行熔炼,然后浇注到圆柱状模具中,得到TiAl合金铸锭。
(三)铸锭的热处理及预加工:
a.为减少铸锭激冷产生的内应力,将TiAl合金铸锭放入900℃的热处理炉中保温7h,并随炉冷却至室温;
b.为减少合金中可能存在的孔隙,将TiAl合金铸锭放入1250℃/180MPa的炉子中进行热等静压处理4h,并随炉冷却至室温;
c.利用电火花线切割去除铸锭的缺陷部分和表面氧化皮,并将铸锭切割成圆柱状。
(四)第一步热挤压变形:将TiAl合金铸锭预热至1300℃,挤压模具预热至600℃,然后将TiAl合金铸锭转移至挤压模具A中,进行第一步挤压,获得一次挤压的TiAl合金;
(五)第二步热挤压变形:将一次挤压合金继续回炉预热至1300℃,挤压模具预热至600℃,然后将TiAl合金转移至挤压模具B中,进行第二步挤压,获得合金坯料;最后将合金坯料在1000℃的热处理炉中退火5h,并随炉冷却至室温。
步骤(四)和步骤(五)中,挤压采用的是石墨模具,模具表面粗糙度Ra1.2,压下速率为0.7mm/min,挤压模具A挤压比为5:3,挤压模具B挤压比为3:1。
(六)铸锭包套:采用电火花线切割切取适当尺寸的厚板状TiAl合金坯料;利用304不锈钢对坯料进行包套,并采用钨极氩弧焊工艺对包套进行焊合,包套厚度控制在板状坯料短边的1/4。
(七)轧制板材和后处理:将板状锻坯加热至1250℃,转运至轧板机进行一步大变形轧制,轧制变形量50%,随后将轧制的板材放入温度900℃的热处理炉中退火7h,并随炉冷却至室温。
(八)去除包套:利用机床或电火花线切割去除包套,得到最终的TiAl合金板材。
图3为Ti-43Al-2Cr-1Mn-0.5Mo-0.1B合金板材的SEM图,从图中可以看出,经过热挤压和一步大变形轧制的合金具有均匀细小的显微组织,晶团尺寸在20~50μm范围内;经力学性能测试,合金室温延伸率为2.1%。
实施例2.制备Ti-44Al-2Cr-2Mn-0.5Mo-0.2B的β凝固TiAl合金板材
(一)原材料准备:按照合金名义成分,选取海绵钛、高纯铝、高纯铬、铝锰合金、铝钼合金和硼粉作为原材料并进行称量,各元素的原子百分比含量分别为:44%Al、2%Cr、2%Mn、0.5%Mo、0.2%B,余量为Ti及不可避免的杂质。原材料配比的原则是保证合金中含有约25%的β相。
(二)铸锭制备:将步骤(一)配制的原材料放入真空度为2.5×10-3MPa的真空感应凝壳熔炼炉中进行熔炼,然后浇注到圆柱状模具中,得到TiAl合金铸锭。
(三)铸锭的热处理及预加工:
a.为减少铸锭激冷产生的内应力,将TiAl合金铸锭放入1000℃的热处理炉中保温5h,并随炉冷却至室温;
b.为减少合金中可能存在的孔隙,将TiAl合金铸锭放入1200℃/200MPa的炉子中进行热等静压处理3h,并随炉冷却至室温;
c.利用电火花线切割去除铸锭的缺陷部分和表面氧化皮,并将铸锭切割成圆柱状。
(四)第一步热挤压变形:将TiAl合金铸锭预热至1250℃,挤压模具预热至500℃,然后将TiAl合金铸锭转移至挤压模具A中,进行第一步挤压,获得一次挤压的TiAl合金;
(五)第二步热挤压变形:将一次挤压合金继续回炉预热至1250℃,挤压模具预热至500℃,然后将TiAl合金转移至挤压模具B中,进行第二步挤压,获得合金坯料;最后将合金坯料在900℃的热处理炉中退火7h,并随炉冷却至室温。
步骤(四)和步骤(五)中,挤压采用的是石墨模具,模具表面粗糙度Ra1.2,压下速率为0.6mm/min,挤压模具A挤压比为6:3,挤压模具B挤压比为3:2。
(六)铸锭包套:采用电火花线切割切取适当尺寸的厚板状TiAl合金坯料;利用304不锈钢对坯料进行包套,并采用钨极氩弧焊工艺对包套进行焊合,包套厚度控制在板状坯料短边的1/3。
(七)轧制板材和后处理:将板状锻坯加热至1300℃,转运至轧板机进行一步大变形轧制,轧制变形量30%,随后将轧制的板材放入温度1000℃的热处理炉中退火5h,并随炉冷却至室温。
(八)去除包套:利用机床或电火花线切割去除包套,得到具有均匀细小显微组织的TiAl合金板材。图4为Ti-44Al-2Cr-2Mn-0.5Mo-0.2B合金板材的SEM图,从图中可以看出,经过热挤压和一步大变形轧制的合金具有均匀细小的显微组织,晶团尺寸在20~50μm范围内;经力学性能测试,合金室温延伸率为1.8%。
实施例3.制备Ti-42Al-1Cr-0.5Mn-1Mo-0.5B的β凝固TiAl合金板材
(一)原材料准备:按照合金名义成分,选取海绵钛、高纯铝、高纯铬、铝锰合金、铝钼合金和硼粉作为原材料并进行称量,各元素的原子百分比含量分别为:42%Al、1%Cr、0.5%Mn、1%Mo、0.5%B,余量为Ti及不可避免的杂质。原材料配比的原则是保证合金中含有约15%的β相。
(二)铸锭制备:将步骤(一)配制的原材料放入真空度为3×10-3MPa的真空感应凝壳熔炼炉中进行熔炼,然后浇注到圆柱状模具中,得到TiAl合金铸锭。
(三)铸锭的热处理及预加工:
a.为减少铸锭激冷产生的内应力,将TiAl合金铸锭放入800℃的热处理炉中保温10h,并随炉冷却至室温;
b.为减少合金中可能存在的孔隙,将TiAl合金铸锭放入1225℃/160MPa的炉子中进行热等静压处理5h,并随炉冷却至室温;
c.利用电火花线切割去除铸锭的缺陷部分和表面氧化皮,并将铸锭切割成圆柱状。
(四)第一步热挤压变形:将TiAl合金铸锭预热至1200℃,挤压模具预热至400℃,然后将TiAl合金铸锭转移至挤压模具A中,进行第一步挤压,获得一次挤压的TiAl合金;
(五)第二步热挤压变形:将一次挤压合金继续回炉预热至1200℃,挤压模具预热至400℃,然后将TiAl合金转移至挤压模具B中,进行第二步挤压,获得合金坯料;最后将合金坯料在800℃的热处理炉中退火10h,并随炉冷却至室温。
步骤(四)和步骤(五)中,挤压采用的是石墨模具,模具表面粗糙度Ra0.8,压下速率为0.5mm/min,挤压模具A挤压比为8:3,挤压模具B挤压比为3:2。
(六)铸锭包套:采用电火花线切割切取适当尺寸的厚板状TiAl合金坯料;利用304不锈钢或TC4钛合金对坯料进行包套,并采用钨极氩弧焊工艺对包套进行焊合,包套厚度控制在板状坯料短边的1/4。
(七)轧制板材和后处理:将板状锻坯加热至1200℃,转运至轧板机进行一步大变形轧制,轧制变形量40%,随后将轧制的板材放入温度800℃的热处理炉中退火10h,并随炉冷却至室温。
(八)去除包套:利用机床或电火花线切割去除包套,得到具有均有细小显微组织的TiAl合金板材。
图4为Ti-42Al-1Cr-0.5Mn-1Mo-0.5B合金板材的SEM图,从图中可以看出,经过热挤压和一步大变形轧制的合金具有均匀细小的显微组织,晶团尺寸在20~50μm范围内;经力学性能测试,合金室温延伸率为1.9%。
对比例1.制备Ti-43Al-2Cr-1Mn-0.5Mo-0.1B的β凝固TiAl合金板材
(一)原材料准备:按照合金名义成分,选取海绵钛、高纯铝、高纯铬、铝锰合金、铝钼合金和硼粉作为原材料并进行称量,各元素的原子百分比含量分别为:43%Al、2%Cr、1%Mn、0.5%Mo、0.1%B,余量为Ti及不可避免的杂质。原材料配比的原则是保证合金中含有约20%的β相。
(二)铸锭制备:将步骤(一)配制的原材料放入真空度为2.0×10-3MPa的真空感应凝壳熔炼炉中进行熔炼,然后浇注到圆柱状模具中,得到TiAl合金铸锭。
(三)铸锭的热处理及预加工:
a.为减少铸锭激冷产生的内应力,将TiAl合金铸锭放入900℃的热处理炉中保温7h,并随炉冷却至室温;
b.为减少合金中可能存在的孔隙,将TiAl合金铸锭放入1250℃/180MPa的炉子中进行热等静压处理4h,并随炉冷却至室温;
c.利用电火花线切割去除铸锭的缺陷部分和表面氧化皮,并将铸锭切割成圆柱状。
(四)铸锭包套:采用电火花线切割从铸锭中切取适当尺寸的厚板状TiAl合金坯料;利用304不锈钢对坯料进行包套,并采用钨极氩弧焊工艺对包套进行焊合,包套厚度控制在板状坯料短边的1/4。
(五)轧制板材和后处理:将板状锻坯加热至1250℃,转运至轧板机进行第一步轧制,轧制变形量30%,随后将合金转入1250℃热处理炉中保温1h;再将合金转运至轧板机进行第一步轧制,轧制变形量30%;随后将轧制的板材放入温度900℃的热处理炉中退火7h,并随炉冷却至室温。
(六)去除包套:利用机床或电火花线切割去除包套,得到最终的TiAl合金板材。
图6为对比例1制备的Ti-43Al-2Cr-1Mn-0.5Mo-0.1B合金板材的SEM图,从图中可以看出,经过两步轧制的合金仍含有大量残留片层组织;经力学性能测试,合金室温延伸率为1.1%。
对比例1与实施例1采用的合金成分完全相同,实施例1采用的是本发明的方法,对比例1采用的现有技术中常规的方法。通过图3和图6对比,可见,即使采用相同合金组分,对比例1的常规方法制备的合金板材的组织均匀性显著不如本发明方法。说明采用现有技术的方法,即便通过调整合金组分(与本发明同样的合金组分),但是由于制备工艺的不同,获得的合金板材也截然不同。
因此,仅在现有技术上进行合金组分的调整,还远不能实现本发明目的,还需要结合后续工艺的创造性的改进才能达到本发明的效果。
对比例2.制备Ti-43Al-2Cr-1Mn-0.5Mo-0.1B的β凝固TiAl合金板材
(一)原材料准备:按照合金名义成分,选取海绵钛、高纯铝、高纯铬、铝锰合金、铝钼合金和硼粉作为原材料并进行称量,各元素的原子百分比含量分别为:43%Al、2%Cr、1%Mn、0.5%Mo、0.1%B,余量为Ti及不可避免的杂质。原材料配比的原则是保证合金中含有约20%的β相。
(二)铸锭制备:将步骤(一)配制的原材料放入真空度为2.0×10-3MPa的真空感应凝壳熔炼炉中进行熔炼,然后浇注到圆柱状模具中,得到TiAl合金铸锭。
(三)铸锭的热处理及预加工:
a.为减少铸锭激冷产生的内应力,将TiAl合金铸锭放入900℃的热处理炉中保温7h,并随炉冷却至室温;
b.为减少合金中可能存在的孔隙,将TiAl合金铸锭放入1250℃/180MPa的炉子中进行热等静压处理4h,并随炉冷却至室温;
c.利用电火花线切割去除铸锭的缺陷部分和表面氧化皮,并将铸锭切割成圆柱状。
(四)一步热挤压变形:将TiAl合金铸锭预热至1300℃,挤压模具预热至600℃,然后将TiAl合金铸锭转移至挤压模具A中,进行挤压,获得一次挤压的TiAl合金;随后将合金坯料在1000℃的热处理炉中退火5h,并随炉冷却至室温。
步骤(四)中,挤压采用的是石墨模具,模具表面粗糙度Ra1.2,压下速率为0.7mm/min,挤压模具A挤压比为5:3。
(五)铸锭包套:采用电火花线切割切取适当尺寸的厚板状TiAl合金坯料;利用304不锈钢对坯料进行包套,并采用钨极氩弧焊工艺对包套进行焊合,包套厚度控制在板状坯料短边的1/4。
(六)轧制板材和后处理:将板状锻坯加热至1250℃,转运至轧板机进行一步大变形轧制,轧制变形量50%,随后将轧制的板材放入温度900℃的热处理炉中退火7h,并随炉冷却至室温。
(七)去除包套:利用机床或电火花线切割去除包套,得到最终的TiAl合金板材。
图7为对比例2制备的Ti-43Al-2Cr-1Mn-0.5Mo-0.1B合金板材的SEM图,从图中可以看出,经过一步热挤压和一步大变形轧制的合金显微组织略为粗大,晶团尺寸在50~100μm范围内;经力学性能测试,合金室温延伸率为1.5%。
对比例2与实施例1相比,仅在于热挤压步骤不同,对比例2采用一步热挤压,实施例1采用两步热挤压。通过图7和图3对比,可见,对比例2的方法获得的组织较粗大。而两步热挤压获得的图3的板材有均匀细小的显微组织,晶团尺寸在20~50μm范围内。说明本发明采用两步热挤压步骤在细化板材组织晶团等方面具有关键作用,既能克服一步大变形挤压导致合金开裂的问题,并能保证后续一步大变形轧制的顺利进行。两步热挤压与常规的一步热挤压相比,并非有限次试验或者常规选择,现有技术中没有相关报道,也是本发明独创之处。

Claims (6)

1.一种β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法,其特征是,首先制备β相含量为15%~25%的TiAl合金铸锭;然后,将合金铸锭进行热处理及预加工后,经过两步热挤压,制备出用于轧制的合金坯料;最后,将合金坯料包套和预热,进行一步大变形轧制,去除包套即获得β凝固TiAl合金板材;
所述β相含量为15%~25%的TiAl合金铸锭,各元素的原子百分比含量分别为:41%~44%的Al、1%~3%的Cr、1%~2%的Mn、0.5%~1%Mo、0.1%~0.5%B,余量为Ti及不可避免的杂质;
所述合金坯料包套和预热,进行一步大变形轧制,具体方法是:合金坯料进行包套,加热至1200~1300℃,转运至轧板机进行一步大变形轧制,轧制变形量为30~50%;随后将轧制的板材放入温度800~1000℃的热处理炉中退火5~10h,并随炉冷却至室温;
所述两步热挤压,包括:
第一步热挤压变形:将TiAl合金铸锭预热至1200~1300℃,挤压模具预热至300~600℃,然后将TiAl合金铸锭转移至挤压模具A中,进行第一步挤压,获得一次挤压的TiAl合金;
第二步热挤压变形:将一次挤压后的TiAl合金继续回炉预热至1200~1300℃,挤压模具预热至300~600℃,然后将TiAl合金转移至挤压模具B中,进行第二步挤压,获得合金坯料;将合金坯料在800~1000℃的热处理炉中退火5~10h,随炉冷却至室温;
所述挤压模具是石墨模具,模具表面粗糙度Ra1.2~0.8,压下速率为0.5~0.7mm/min,挤压模具A的挤压比为5:3~8:3,挤压模具B的挤压比为3:1~3:2;其中挤压模具A的出料直径与挤压模具B的进料直径相等。
2.如权利要求1所述的β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法,其特征是,制备β相含量为15%~25%的TiAl合金铸锭的方法是:
原材料准备:按照合金名义成分,称量原材料:海绵钛、高纯铝、高纯铬、铝锰合金、铝钼合金和硼粉;
铸锭制备:原材料放入真空度为2.0~3.0×10-3MPa的真空感应凝壳熔炼炉中进行熔炼,然后浇注到圆柱状模具中,得到TiAl合金铸锭。
3.如权利要求1所述β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法,其特征是,所述合金铸锭的热处理及预加工,包括:
a.将合金铸锭放入800~1000℃的热处理炉中保温5~10h,并随炉冷却至室温;
b.将合金铸锭放入1200~1250℃、160~200MPa的炉子中进行热等静压处理3~5h,并随炉冷却至室温;
c.利用电火花线切割去除铸锭的缺陷部分和表面氧化皮,并将铸锭切割成圆柱状。
4.如权利要求1所述β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法,其特征是,所述包套,方法是:采用电火花线切割切取厚板状TiAl合金坯料;利用304不锈钢或TC4钛合金对坯料进行包套,用钨极氩弧焊工艺对包套进行焊合,包套厚度控制在薄板状坯料短边的1/4~1/3。
5.根据权利要求1-4任一所述的β凝固TiAl合金板材的一步大变形轧制方法制备的β凝固TiAl合金板材。
6.权利要求5所述β凝固TiAl合金板材,其特征是,所述TiAl合金板材具有晶团细小且组织均匀,其晶团尺寸为20~50μm,室温延伸率1.8~2.1%。
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