專利名稱：一種超塑性Ti-Al-Nb-Er合金材料及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于金屬材料技術(shù)領(lǐng)域，具體涉及一種Ti一Al — Nb — Er超塑性材料及其制備工藝。
背景技術(shù)：
隨著航空、航天推進(jìn)技術(shù)的發(fā)展，對(duì)航空、航天發(fā)動(dòng)機(jī)的性能提出了越來越高的要求， 對(duì)于高推比發(fā)動(dòng)機(jī)，要求高溫結(jié)構(gòu)材料必須"更強(qiáng)、更剛、更耐熱和更輕"。TiAl基金屬間化 合物合金具有密度低、高溫強(qiáng)度高及高溫抗氧化能力強(qiáng)等特點(diǎn)，因此被認(rèn)為是一種理想的、 可用來代替目前航空航天常用的鎳基高溫合金的材料而受到廣泛的重視。高鈮TiAl基合金通過加入大量高熔點(diǎn)元素Nb，是高溫高性能TiAl基合金發(fā)展方向之一。 陳國良院士等在國際上首先研究開發(fā)了具有優(yōu)良高溫性能的高鈮TiAl基合金。髙鈮TiAl基合 金與常用變形高溫合金抗氧化性相似，但其比重比高溫合金低一倍左右，因而具有顯著的比 強(qiáng)度優(yōu)勢(shì)。然而，室溫塑性低、成形能力差等缺點(diǎn)是影響其投入實(shí)際應(yīng)用的主要障礙。目前, 高鈮TiAl基合金的塑性已通過添加Mn、 B等元素合金化、調(diào)整化學(xué)成份以及通過熱加工及熱 處理有目的的控制顯微組織而得到了一定的改善和提高。然而，難以進(jìn)行常規(guī)壓力加工和成 形，成形困難及制造成本高依然是其實(shí)用化的最大障礙。超塑性成形具有成形壓力小、成形性好、設(shè)計(jì)自由度大、零件整體性女f、無殘余應(yīng)力及 材料利用率高等許多優(yōu)越性，因此被認(rèn)為是解決金屬間化合物及其合金、陶瓷等難加工成形 問題的最好方法之一。研究表明，通過熱機(jī)械加工、合金化以及適當(dāng)?shù)臒崽幚淼韧緩郊?xì)化合 金晶粒調(diào)控組織及B2、 0相和ci2相的比例、形態(tài)和分布是改善Ti-Al-Nb合金強(qiáng)韌性的主要方 法。目前關(guān)于通過添加稀土Er來制備塑性較好甚至是超塑性的Ti-A1-Nb合金以及稀土Er在 Ti-Al-Nb合金中的冶金過程尚無報(bào)道。 發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的是提供一種通過添加適量的稀土Er，并經(jīng)過一定的熱處理過程來細(xì)化晶 粒、調(diào)控組織從而改善材料的綜合力學(xué)性能作用的Ti一Al—Nb — Er合金材料制備方法以及通 過此種制備方法而獲得了超塑性的Ti一Al—Nb — Er合金材料。本發(fā)明的Ti一A1—Nb — Er基 合金材料由下述組分按照原子百分比at.。/o的配比組成AI10~24%、 Nb25 40%、 0<Er < 1%，余量為Ti及其它雜質(zhì)元素。 '超塑性Ti 一 Al—Nb — Er合金材料按照下述步驟進(jìn)行制備a. 按照配比計(jì)算熔煉所需各合金元素及稀土質(zhì)量，對(duì)低熔點(diǎn)易揮發(fā)元素按揮發(fā)燒損量進(jìn) 行相應(yīng)補(bǔ)償。b. 采用真空電弧爐在氬氣保護(hù)下煉制含有稀土的合金鑄錠。c. 將所煉合金置于真空熱處理爐中，用氬氣保護(hù)，在P相轉(zhuǎn)變溫度以上保溫2h進(jìn)行均勻 化退火，并快冷至0相轉(zhuǎn)變溫度保溫8h進(jìn)行回火，再爐冷至室溫。在Ti—Al—Nb —Er合金熔體冷凝過程中，稀土Er的加入促進(jìn)了p相的形核，抑制了Ti一 A1—Nb—Er合金晶粒的長大，起到細(xì)化晶粒的作用。Er與Al結(jié)合生成細(xì)小彌散的AyEr3顆粒 并在82相內(nèi)析出，對(duì)B2相起到"釘扎"作用。而在P相轉(zhuǎn)變溫度以上的均勻化退火處理使鑄 錠晶內(nèi)化學(xué)成分均勻，消除了枝晶偏析和不平衡相的影響；在O相轉(zhuǎn)變溫度的回火處理使得 從B2相中析出更多的0相，得到均勻的由0相和ci2相強(qiáng)化的細(xì)小針狀組織，使合金的塑性得 到顯著改善。在Ti一A1—Nb-Er合金的各相組成中，B2相硬度較低，塑性較好；a2、 O與82相晶粒 之間可以通過晶界滑動(dòng)來調(diào)整和變換位置，甚至改變?nèi)∠驈亩购辖鹱冃巍Ｏ⊥罞r的引入可 使晶粒細(xì)化，B2相內(nèi)析出的硬質(zhì)相Al2Er3會(huì)阻礙塑性較好的B2相的變形，伹通過晶界滑動(dòng)和 變換位置，82相可繼續(xù)發(fā)生塑性變形，從而提高合金的塑性，甚至表現(xiàn)出超塑性。


圖1 Er元素對(duì)鑄態(tài)Ti 一 Al—Nb — Er合金組織的影響；圖2 Er元素對(duì)鑄態(tài)Ti一Al-Nb—Er合金力學(xué)性能的影響；圖3超塑性Ti—Al—Nb — Er合金的針狀顯微組織；圖4超塑性Ti一 16Al—27Nb — 0.6Er合金XRD圖譜；圖5Ti—Al—Nb —Er合金中富稀土相的TEM形貌及選區(qū)電子衍射花樣；圖6Ti—A1—Nb — Er合金中富稀土相的能譜分析；圖7熱處理Ti一Al—Nb — Er合金的力學(xué)性能；圖8超塑性Ti一A1—Nb-Er合金的三點(diǎn)彎曲斷口形貌；圖9幾種超塑性Ti—Al—Nb — Er鑄態(tài)合金的力學(xué)性能。
具體實(shí)施方式
下面結(jié)合附圖和實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的i一Al—Nb —E魂塑性合金材料進(jìn)行詳細(xì)說明。 本發(fā)明提供一種Ti—Al—Nb — Er超M性材料，由下述組分按照原子百分比at.。/。的配比組 成A110 24%、 Nb25~40%、 0<Er<l%,余量為Ti及其它雜質(zhì)元素。按照上述配比形成的合金可以是Ti-16A1-27Nb-0.6Er合金，該合金的顯微組織為針狀, 顯微硬度達(dá)到343HV， XRD檢測(cè)的相組成主要由B2、 0和02相組成，存在^2￡1~3相，屈服 強(qiáng)度為800MPa，壓縮塑性變形量達(dá)到90%以上，顯示出了超塑性。斷裂韌性KIC=44MPa . m1/2，屬于韌性斷裂。按照上述配比形成的合金也可以是Ti-13A1-40Nb-0.8Er合金，或者 Ti扁1OA1-30Nb-0.95Er合金，或者Ti-24A1-2 5Nb-0 05Er合金。本發(fā)明還提供一種上述Ti—Al-Nb —Er超塑性合金材料的制備方法，具體步驟如下步驟一、原料配比。按照配比計(jì)算熔煉所需各合金元素及稀土質(zhì)量，對(duì)低熔點(diǎn)易揮發(fā)元 素按揮發(fā)燒損量進(jìn)行相應(yīng)補(bǔ)償。通過對(duì)熔煉前后鑄錠成分的測(cè)定，計(jì)算低熔點(diǎn)易揮發(fā)元素的揮發(fā)燒損量，并以此作為補(bǔ) 償?shù)幕鶞?zhǔn)，本實(shí)例中Al元素的燒損量按30 1:.%進(jìn)行補(bǔ)償。步驟二、熔煉。采用真空電弧爐在氬氣保護(hù)下煉制含有稀土Er的合金鑄錠。步驟三、熱處理。將所煉合金鑄錠置于真空熱處理爐中，用氬氣保護(hù)，在P相轉(zhuǎn)變溫度以 上保溫2h進(jìn)行均勻化退火，并快冷至0相轉(zhuǎn)變溫度保溫8h進(jìn)行回火，再爐冷至室溫。 實(shí)施例 1 :采用市購的純Ti、 Al、 Nb、 Er金屬為原料，用砂紙磨去表面氧化層， 并用丙酮在超聲波中進(jìn)行清洗。按下述原子百分比(at.%)進(jìn)行配料A116%、 Nb27%、 Er0.6。/。，余量為Ti,并對(duì)Al按30wt.。/。的揮發(fā)燒損進(jìn)行補(bǔ)償。在氬氣保護(hù)下，利用真空電弧 爐經(jīng)反復(fù)熔煉、翻料，隨爐冷卻，制備Ti-16Al-27Nb-0.6Er合金鑄錠。然后，直接從鑄態(tài) 錠子上切取試樣進(jìn)行測(cè)試。圖l為添加稀土前后鑄態(tài)試樣的金相組織，加稀土Er后，合金 的晶粒得到了明顯細(xì)化，圖2為添加稀土 Er前后這種鑄態(tài)合金的室溫壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線， 屈服強(qiáng)度為700MPa左右，與未加稀土Er時(shí)合金的強(qiáng)度相當(dāng)，然而，從曲線可看出，添加 Er后壓縮塑性變形量有了顯著提高，達(dá)到65%以上。將所制備Ti-16A1-27Nb-0.6Er合金鑄錠置于真空熱處理爐中，在氬氣保護(hù)下，在 1523K下保溫2h，隨爐冷至1123K后保溫8h，再爐冷至室溫。其顯微組織如圖3所示， 超塑性Ti-16A1-27Nb-0.6Er合金的顯微組織為針狀，顯微硬度達(dá)到343 HV， XRD檢測(cè)的 相組成如圖4所示，主要由B2、 0和ci2相組成，由于稀土所占體積分?jǐn)?shù)較小在曲線上難以 顯現(xiàn)。通過帶能譜的透射電鏡的成分和結(jié)構(gòu)分析證實(shí)了Al2Er3相的存在，如圖5的TEM形 貌象可清楚的觀察到富稀土相的存在，對(duì)其的選區(qū)電子衍射花樣標(biāo)定以及圖6的能譜分析都 證實(shí)該富稀土相為Al2Er3相。圖7(a)、 (b)為添加稀土前后合金的室溫下壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線， 屈服強(qiáng)度為800MPa，與未加稀土Er前相比基本沒變。然而，從曲線可看出，添加Er后壓 縮塑性變形量有了顯著提高，達(dá)到90。/。以上,顯示出了超塑性。斷裂韌性K^44MPa m1/2， 比未加稀土合金的斷裂韌性14MPa mW提高了 3倍多。圖8為其三點(diǎn)彎曲的斷口形貌， 斷裂過程中B2相被撕開，而Al2Er3相粒子被拔出，從圖中可看出有大量的Al2Er3相粒子殘 留在韌窩，屬于韌性斷裂。實(shí)施例2 :采用市購的純Ti、 Al、 Nb、 Er金屬為原料，用砂紙磨去表面氧化層，并5用丙酮在超聲波中進(jìn)行清洗。按下述名義組分(原子百分比at,/。)進(jìn)行配料:A113。/c)、Nb40。/。、 Er0.8%，余量為Ti的量，并對(duì)Al元素按30wt。/。的揮發(fā)燒損進(jìn)行補(bǔ)償。利用真空電弧爐在氬 氣保護(hù)下熔煉制備Ti-13A1-40Nb-0.8Er合金。經(jīng)反復(fù)翻料、熔煉后隨爐冷卻制得合金鑄錠。 然后，直接從鑄態(tài)錠子上切取試樣進(jìn)行測(cè)試。合金的斷裂韌性K^45MPa m1/2，圖9(a)為 添加稀土Er后這種鑄態(tài)合金的室溫壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，屈服強(qiáng)度為875MPa左右，從曲線可 看出，合金壓縮塑性變形量達(dá)到97%以上，也顯示出了超塑性。實(shí)施例3 :采用市購的純Ti、 Al、 Nb、 Er金屬為原料，用砂紙磨去表面氧化層，并 用丙酮在超聲波中進(jìn)行清洗。按下述名義組分(原子百分比at.。/。)進(jìn)行配料:A110。/。、Nb30。/。、 ErO.95%,余量為Ti的量，并對(duì)Al元素按30wt.。/。的揮發(fā)燒損進(jìn)行補(bǔ)償。利用真空電弧爐在氬 氣保護(hù)下熔煉制備Ti- 10A1-30Nb-0.95 Er合金。經(jīng)反復(fù)翻料、熔煉后隨爐冷卻制得合金鑄錠。 然后，直接從鑄態(tài)錠子上切取試樣進(jìn)行測(cè)試。圖9 (b)為鑄態(tài)Ti-10A1-30Nb-0.95Er合金 的室溫壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，屈服強(qiáng)度為750MPa左右，從曲線可看出，合金壓縮塑性變形量 達(dá)到99%以上，顯示出了超塑性，經(jīng)過實(shí)施例l所述的熱處理過程之后，合金的壓縮塑性變 形量將更高。實(shí)施例4 :采用市購的純Ti、 Al、 Nb、 Er金屬為原料，用砂紙磨去表面氧化層，并 用丙酮在超聲波中進(jìn)行清洗。按下述名義組分(原子百分比at.。/。)進(jìn)行配料:A124%、 Nb25%、 Er0.05%，余量為Ti的量，并對(duì)Al元素按30wt.y。的揮發(fā)燒損進(jìn)行補(bǔ)償。利用真空電弧爐在氬 氣保護(hù)下熔煉制備Ti-24A1-25Nb-0.05Er合金。經(jīng)反復(fù)翻料、熔煉后隨爐冷卻制得合金鑄錠。 然后，直接從鑄態(tài)錠子上切取試樣進(jìn)行測(cè)試。圖9(c)為鑄態(tài)Ti-2仏1-25Nb-0.05Er合金的室 溫壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，屈服強(qiáng)度為800MPa左右，從曲線可看出，合金壓縮塑性變形量達(dá)到 71%以上，也顯示出了超塑性。經(jīng)過實(shí)施例l所述的熱處理過程之后，合金的壓縮塑性變形 量將更高。下表為不同組份的超塑性合金材料Ti-A1-Nb-Er在熱處理后的力學(xué)性能:超塑性合金材料室溫屈服強(qiáng)度壓縮塑性變形量Ti-24Al-25Nb-C).8Er800MPa80%以上Ti-24A1-25Nb-0.6Er750MPa89%以上Ti扁10A1-30Nb-O.lEr■MPa90%以上Ti-10Al-30Nb-0.7Er800MPa99%以上Ti-13A1-40Nb-0.05Er880MPa95%以上Ti-13Al-40Nb-0.90Er950MPa85。/。以上通過在Ti一 (10~24) Al— (25 40) Nb— (0~1) Er超塑性合金材料的成分范圍內(nèi) 適當(dāng)改變Er元素的含量，制備得到了具備超塑性能的合金材料，該材料在鑄態(tài)就巳經(jīng)體現(xiàn)除6了超塑性，在熱處理均勻化之后合金的塑性變形量將會(huì)更大。本發(fā)明提供的Ti一 (10~24) Al- (25 40) Nb— (0 1)二Er超塑性合金材料的各相組成中，82相硬度較低，塑性較好; a2、 O與B2相晶粒之間可以通過晶界滑動(dòng)來調(diào)整和變換位置，甚至改變?nèi)∠驈亩购辖鹱冃巍?硬質(zhì)相Al2Er3相的引入可使晶粒細(xì)化，同時(shí)也阻礙塑性較好的B2相的變形，但通過晶界滑動(dòng) 和變換位置，82相可繼續(xù)發(fā)生塑性變形，從而提高合金的塑性，甚至表現(xiàn)出超塑性。為高溫 高性能TiAl基合金發(fā)展提供了一個(gè)方向。
權(quán)利要求
1、一種超塑性Ti-Al-Nb-Er合金材料，其特征在于其組分主要含Ti、Al、Nb、Er元素，且按如下原子百分比at.％構(gòu)成Al10～24％、Nb25～40％、0＜Er＜1％，余量為Ti及其它雜質(zhì)元素。
2、 根據(jù)權(quán)利要求l所述的一種超塑性Ti一Al-Nb —Er合金材料，其特征在于所述合金材料的壓縮塑性變形量，鑄態(tài)時(shí)達(dá)65%以上，熱處理后達(dá)90%以上，顯示出超塑性；其斷 裂韌性K^達(dá)40MPa.mV2以上。
3、 根據(jù)權(quán)利要求l或2所述的一種超塑性Ti一A1—Nb — Er合金材料，其特征在于所述的合 金材料為Ti-16A1-27Nb-0.6Er合金，該合金熱處理后的顯微組織為針狀，顯微硬度達(dá) 到343HV， XRD檢測(cè)的相組成主要由B2、 0和012相組成，存在八12￡1"3相，屈服強(qiáng)度為 800MPa，壓縮塑性變形量達(dá)到90%以上，顯示出了超塑性，斷裂韌性 KIC=44MPa . m1/2。
4、 根據(jù)權(quán)利要求l或2所述的一種超塑性Ti一Al—Nb — Er合金材料，其特征在于所述的合金材料為Ti-13A1-40Nb-0.8Er合金，壓縮塑性變形量為97%，斷裂韌性K,c-45MPa ■ m1/2。
5、 根據(jù)權(quán)利要求l或2所述的一種超塑性Ti一Al-Nb — Er合金材料，其特征在于所述的超塑性材料為Ti-1OA1-30Nb-0.95Er合金，或者Ti-2 4A1-2 5Nb-0.05Er合金。
6、 一種超塑性Ti—Al—Nb — Er合金材料的制備方法，其特征在于a. 按照配比計(jì)算熔煉所需各合金元素及稀土元素的質(zhì)量，對(duì)低熔點(diǎn)易揮發(fā)元素按揮發(fā)燒損 量進(jìn)行相應(yīng)補(bǔ)償；b. 采用真空電弧爐在氬氣保護(hù)下煉制含有稀土的合金鑄錠；c. 將所煉合金置于真空熱處理爐中，用氬氣保護(hù)，在(3相轉(zhuǎn)變溫度以上保溫2h進(jìn)行均勻化 退火，并快冷至0相轉(zhuǎn)變溫度保溫8h進(jìn)行回火，再爐冷至室溫。
7、 根據(jù)權(quán)利要求3所述的Ti一Al—Nb-E魂塑性材料的制備方法，其特征在于步驟c中在1523K保溫2h進(jìn)行均勻化退火，并隨爐冷卻到1123K保溫8h進(jìn)行回火處理，再爐冷至 室溫。
全文摘要
一種超塑性Ti-Al-Nb-Er合金材料及其制備方法，涉及Ti-Al-Nb-Er高溫結(jié)構(gòu)材料。本發(fā)明以具有輕密度、高比強(qiáng)的Ti-Al-Nb合金系為基礎(chǔ)，通過在合金中添加稀土Er(原子百分比為0＜Er＜1％)，利用真空電弧爐熔煉鑄錠并通過一定的真空熱處理工藝制備合金。該合金主要由a₂、B₂和O相組成，細(xì)小的富稀土相彌散分布在B₂相內(nèi)和晶界，使晶粒細(xì)化并阻礙裂紋擴(kuò)展。該合金具有超塑性、高硬度和高韌性。
文檔編號(hào)C22F1/00GK101591744SQ200910087480
公開日2009年12月2日 申請(qǐng)日期2009年6月25日 優(yōu)先權(quán)日2009年6月25日
發(fā)明者宋洪海, 柯于斌, 段輝平 申請(qǐng)人:北京航空航天大學(xué)