CN116987991A - 一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于高温金属材料及其制备技术领域，特别涉及一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，包括以下步骤：跨相区锻造Ti2AlNb基合金，得到锻坯；对锻坯进行固溶热处理，得到固溶热处理锻坯；对完成固溶热处理锻坯进行时效热处理，得到时效热处理锻坯。采用本发明，可以对Ti2AlNb基合金的屈强比进行有效调控，针对不同的服役要求制备出具有不同屈强比的Ti2AlNb基合金材料，使Ti2AlNb基合金能够适应更多的服役场景，因此本发明具有广阔的应用前景。
Description
技术领域
本发明属于高温金属材料及其制备技术领域，特别涉及一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法。
背景技术
Ti2AINb基合金，一种金属间化合物材料，具有比钛合金更好的高温比强度，比同为金属间化合物材料的钛铝基合金更高的塑性和韧性，同时还具有高温蠕变抗力高、抗氧化性好、线性膨胀系数低、无磁性等特点。该合金具有很好的热加工性能，可用于制造航空发动机压气机盘件和毂桶环件等中高温部件，在航空航天发动机领域具有广阔的应用前景。然而Ti2AINb基合金具有高屈强比，导致Ti2AINb基合金容易发生脆性断裂。
发明内容
针对上述问题，本发明一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，包括以下步骤：
跨相区锻造Ti2AlNb基合金，得到锻坯；
对锻坯进行固溶热处理，得到固溶热处理锻坯；
对完成固溶热处理锻坯进行时效热处理，得到时效热处理锻坯。
其进一步的优选技术方案为：跨相区锻造，包括：
用电加热炉将Ti2AlNb基合金圆柱形棒材加热到B2/B2+α2转变温度以上40～60℃；
将加热后的棒材出炉转移至锻机进行锻造变形；
完成锻造后，得到锻坯，将锻坯空冷至室温。
其进一步的优选技术方案为：锻造变形的方式为沿棒材轴向的镦粗变形，轴向下压量为35%～50%。
其进一步的优选技术方案为：锻造变形中，下压速度为3-10mm/min。
其进一步的优选技术方案为：锻造变形中，开始锻造变形的Ti2AlNb基合金圆柱形棒材的温度为B2/B2+α2转变温度以上10～30℃。
其进一步的优选技术方案为：锻造变形中，终止锻造变形时Ti2AlNb基合金圆柱形棒材的温度为B2/B2+α2转变温度以下0～30℃。
其进一步的优选技术方案为：固溶热处理，包括：
电加热炉将锻坯加热到B2+O/B2+α2+O转变温度以下10～50℃；
进行固溶热处理保温30-300min；
保温完成后，将锻坯出炉，水冷或油冷至室温，得到固溶热处理锻坯。
其进一步的优选技术方案为：在固溶热处理的保温中，锻坯温度波动≤7℃。
其进一步的优选技术方案为：时效热处理，包括：
电加热炉将固溶热处理锻坯加热到B2+O/B2+α2+O转变温度以下120～270℃；
保温时间≥480min，保温期间，固溶热处理锻坯的温度波动≤7℃；
保温完成后，将固溶热处理锻坯出炉，空冷至室温。
其进一步的优选技术方案为：Ti2AlNb基合金以摩尔百分比计，化学成分如下：
Al：15.0%～25.0%、Nb：20.0%～30.0%、Ti：≥40%，余量为不可避免的杂质。本发明的有益效果：采用本发明，可以对Ti2AlNb基合金的屈强比进行
有效调控，针对不同的服役要求制备出具有不同屈强比的Ti2AlNb基合金材料，使Ti2AlNb基合金能够适应更多的服役场景，因此本发明具有广阔的应用前景。
本发明的其它特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分地从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在说明书、权利要求书以及附图中所指出的结构来实现和获得。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为屈强比变化趋势图，示出了根据本发明实施例1获得的Ti2AlNb基合金的屈强比变化趋势；
图2为屈强比变化趋势图，示出了根据本发明实施例2获得的Ti2AlNb基合金的屈强比变化趋势；
图3为屈强比变化趋势图，示出了根据本发明实施例3获得的Ti2AlNb基合金的屈强比变化趋势。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地说明，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
选取一种Ti2AlNb基合金，其化学成分以摩尔百分比计，Ti为基体元素，Al=20%、Nb=26%，不添加其它元素。
对Ti2AlNb基合金进行B2-B2+α2跨相区锻造。用电加热炉将优选的Ti2AlNb基合金圆柱形棒材加热到B2/B2+α2转变温度以上，即1100℃。
将加热后的棒材出炉转移至锻机进行锻造变形。始锻温度为1085℃。
锻造变形过程中，轴向下压量为45%，下压速度为5mm/min。
终锻温度为1060℃。将完成锻造变形的锻坯空冷至室温。
对锻坯进行固溶热处理。将锻坯锯切下料等分为四件试样，试样编号依次为11、12、13、14。用电加热炉将这四件锻坯试样分别加热到优选的固溶温度900℃、920℃、940℃、960℃，将锻坯保温90min。保温到时后将锻坯出炉，优选为水冷至室温。
对完成固溶热处理的锻坯进行时效热处理。用电加热炉将锻坯11、12、13、14均加热到优选的时效温度780℃。将锻坯保温720min。保温到时后将锻坯出炉空冷至室温。
获得的Ti2AlNb基合金力学性能如表1，锻坯11、12、13、14的屈强比变化趋势如图1所示，图1中，横坐标为上述锻坯试样的编号，纵坐标为屈强比。
表1 实施例1获得的Ti2AlNb基合金的拉伸性能及屈强比
实施例2
选取一种Ti2AlNb基合金，其化学成分以摩尔百分比计，Ti为基体元素， [Al]=20%、[Nb]=26%，不添加其它元素。
对Ti2AlNb基合金进行B2-B2+α2跨相区锻造。用电加热炉将优选的Ti2AlNb基合金圆柱形棒材加热到B2/B2+α2转变温度以上，为1100℃。
将加热后的棒材出炉转移至锻机进行锻造变形。始锻温度为1085℃。锻造变形过程中，轴向下压量为45%，
下压速度为5mm/min。终锻温度1060℃。将完成锻造变形的锻坯空冷至室温。
对锻坯进行固溶热处理。将锻坯锯切下料等分为三件试样，试样编号依次为21、22、23。用电加热炉将这三件锻坯试样均加热到优选的固溶温度900℃，将锻坯保温90min。保温到时后将锻坯出炉，优选为水冷至室温。
对完成固溶热处理的锻坯进行时效热处理。用电加热炉将锻坯21、22、23分别加热到优选的时效温度760℃、780℃、800℃。将锻坯保温720min。保温到时后将锻坯出炉空冷至室温。
获得的Ti2AlNb基合金力学性能如表2，锻坯21、22、23的屈强比变化趋势如图2，图2中，横坐标为上述锻坯试样的编号，纵坐标为屈强比。
表2 实施例2获得的Ti2AlNb基合金的拉伸性能及屈强比
实施例3
选取一种Ti2AlNb基合金，其化学成分以摩尔百分比计，Ti为基体元素，Al=20%、Nb=26%，不添加其它元素。
对Ti2AlNb基合金进行B2-B2+α2跨相区锻造。用电加热炉将优选的Ti2AlNb基合金圆柱形棒材加热到B2/B2+α2转变温度以上，为1100℃。将加热后的棒材出炉转移至锻机进行锻造变形。
始锻温度为1085℃。锻造变形过程中，轴向下压量为45%，下压速度为5mm/min。终锻温度为1060℃。
将完成锻造变形的锻坯空冷至室温。
对锻坯进行固溶热处理。将锻坯锯切下料等分为三件试样，试样编号依次为31、32、33。用电加热炉将这三件锻坯试样均加热到优选的固溶温度960℃，将锻坯保温90min。保温到时后将锻坯出炉，优选为水冷至室温。
对完成固溶热处理的锻坯进行时效热处理。用电加热炉将锻坯31、32、33分别加热到优选的时效温度760℃、780℃、800℃。将锻坯保温720min。保温到时后将锻坯出炉空冷至室温。
获得的Ti2AlNb基合金力学性能如表3，锻坯31、32、33的屈强比变化趋势如图3，如图3中，横坐标为上述锻坯试样的编号，纵坐标为屈强比。
表3 实施例3获得的Ti2AlNb基合金的拉伸性能及屈强比
本发明适用于以摩尔百分比计，Ti为基体元素，Al=15.0%～25.0%、Nb=20.0%～30.0%、其它元素≤5%的Ti2AlNb基合金。
在B2-B2+α2跨相区锻造变形阶段，加热温度为B2/B2+α2转变温度以上40～60℃，始锻温度为B2/B2+α2转变温度以上10～30℃，终锻温度为B2/B2+α2转变温度以下0～30℃，轴向下压量为35%～50%，下压速度为3-10mm/min，锻造变形后空冷至室温。B2-B2+α2跨相区锻造变形使Ti2AlNb基合金在B2相区和B2+α2相区都经历变形，既在B2相晶粒中引入大量变形缺陷作为析出相的形核位点，又促进晶界析出相发生充分动态再结晶。Ti2AlNb基合金在B2-B2+α2跨相区锻造变形后将获得晶界无连续析出相、晶内为O/α2相板条的微观组织。这样的组织具有高抗拉强度的同时还具有较高锻后延伸率。
在固溶热处理阶段，固溶温度为B2+O/B2+α2+O转变温度以下10～50℃，保温时间为60～300min，保温到时后水冷或油冷至室温。在B2+O相区的较高温度进行固溶热处理，可以使Ti2AlNb基合金的O/α2相板条微观组织发生熟化，即细O相板条溶解到B2相基体中，同时粗O相板条等轴化。改变固溶热处理的温度可以调节微观组织中的初生O相板条的形态、数量、体积分数。
在时效热处理阶段，时效温度为B2+O/B2+α2+O转变温度以下120～270℃，保温时间为不少于480min，保温到时后出炉空冷至室温。将固溶热处理后的Ti2AlNb基合金锻坯在B2+O相区的较低温度进行时效热处理，可以让熟化的初生O相板条间的B2相基体析出细密的次生O相板条。改变时效热处理的温度可以调节次生O相板条的形态、数量、体积分数。
将Ti2AlNb基合金进行B2-B2+α2跨相区锻造变形、B2+O相区固溶热处理、B2+O相区时效热处理，可以获得晶界无连续析出相、晶内为O/α2相板条的微观组织，并调控初生O相板条和次生O相板条的形态、数量、体积分数，从而可以对屈服强度、抗拉强度、以及屈强比进行调节。
需要说明的是，本申请中的术语“第一”、“第二”等是用于区别类似的对象，而不必用于描述特定的顺序或先后次序。应该理解这样使用的数据在适当情况下可以互换，以便这里描述的本申请的实施例。在本申请中，术语“上”、“下”、“左”、“右”、“前”、“后”、“顶”、“底”、“内”、“外”、“中”、“竖直”、“水平”、“横向”、“纵向”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系。
尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。
Claims (10)
1.一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，包括以下步骤：
跨相区锻造Ti2AlNb基合金，得到锻坯；
对锻坯进行固溶热处理，得到固溶热处理锻坯；
对固溶热处理锻坯进行时效热处理，得到时效热处理锻坯。
2.根据权利要求1所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，所述跨相区锻造，包括：
用电加热炉将Ti2AlNb基合金圆柱形棒材加热到B2/B2+α2转变温度以上40～60℃；
将加热后的棒材出炉转移至锻机进行锻造变形；
完成锻造后，得到锻坯，将所述锻坯空冷至室温。
3.根据权利要求2所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，所述锻造变形的方式为沿棒材轴向的镦粗变形，轴向下压量为35%～50%。
4.根据权利要求3所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，所述锻造变形中，下压速度为3-10mm/min。
5.根据权利要求4所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，所述锻造变形中，开始锻造变形的Ti2AlNb基合金圆柱形棒材的温度为B2/B2+α2转变温度以上10～30℃。
6.根据权利要求5所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，所述锻造变形中，终止锻造变形时Ti2AlNb基合金圆柱形棒材的温度为B2/B2+α2转变温度以下0～30℃。
7.根据权利要求1所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，所述固溶热处理，包括：
电加热炉将锻坯加热到B2+O/B2+α2+O转变温度以下10～50℃；
进行固溶热处理保温30-300min；
保温完成后，将锻坯出炉，水冷或油冷至室温，得到固溶热处理锻坯。
8.根据权利要求7所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，在所述固溶热处理的保温中，所述锻坯温度波动≤7℃。
9.根据权利要求1所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，所述时效热处理，包括：
电加热炉将固溶热处理锻坯加热到B2+O/B2+α2+O转变温度以下120～270℃；
保温时间≥480min，保温期间，所述固溶热处理锻坯的温度波动≤7℃；
保温完成后，将所述固溶热处理锻坯出炉，空冷至室温。
10.根据权利要求1-9任一项所述的一种调控Ti2AlNb基合金屈强比的方法，其特征在于，所述Ti2AlNb基合金以摩尔百分比计，化学成分如下：
Al：15.0%～25.0%、Nb：20.0%～30.0%、Ti：≥40%，余量为不可避免的杂质。
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