本發(fā)明屬于tial金屬間化合物，尤其涉及一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物及其制備方法與應(yīng)用。

背景技術(shù)：

1、tial金屬間化合物具有低密度(～4.0g/cm3)、高比強(qiáng)度、高比模量、良好的高溫抗氧化和抗蠕變等優(yōu)異的綜合性能，被認(rèn)為是700～1000℃范圍最具應(yīng)用前景的先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料。tial金屬間化合物雖然已在航空發(fā)動機(jī)、汽車等工業(yè)領(lǐng)域初步實(shí)現(xiàn)了工程化應(yīng)用，但距離廣泛應(yīng)用還有一定差距。室溫本征脆性、高溫強(qiáng)度難以繼續(xù)提升以及成形性能差是導(dǎo)致該現(xiàn)狀的主要原因。其中，如何進(jìn)一步有效提高tial金屬間化合物的強(qiáng)塑性是最迫切解決的基礎(chǔ)問題。

2、組織細(xì)化是實(shí)現(xiàn)tial金屬間化合物強(qiáng)塑化的有效途徑。合金化是細(xì)化tial金屬間化合物的顯微組織的重要方法之一，添加合適的合金元素可以有效地細(xì)化晶粒尺寸。然而，細(xì)晶強(qiáng)化難以進(jìn)一步實(shí)現(xiàn)tial金屬間化合物的強(qiáng)塑化。當(dāng)晶粒尺寸或片層間距降至亞微米甚至納米尺度時(shí)，tial金屬間化合物的組織在潛在服役溫度區(qū)間(700～1000℃)變得不穩(wěn)定。研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)晶粒尺寸降至納米尺度時(shí)，tial金屬間化合物的室溫塑性幾乎為零。

3、2016年，guang?chen等人通過采用控制生長速率的無籽晶定向凝固技術(shù)成功制備了ti-45al-8nb金屬間化合物0°pst單晶，其室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別可達(dá)978mpa、708mpa和6.9％，是目前綜合最好的tial金屬間化合物室溫拉伸性能；此外，它在900℃的蠕變性能與已經(jīng)投入商業(yè)應(yīng)用的ti-48al-2cr-2nb相比有大幅度提高。研究發(fā)現(xiàn)，ti-45al-8nb金屬間化合物0°pst單晶的室溫拉伸變形機(jī)制為高密度變形納米孿晶的形成，是一種典型的納米孿晶強(qiáng)化tial金屬間化合物材料。該pst單晶的具體制備方法為：水冷銅坩堝電磁感應(yīng)懸浮熔煉tial母材坯錠，并通過吸鑄獲得母材棒料；采用四鏡光學(xué)浮區(qū)定向凝固爐，將母材棒料進(jìn)行定向凝固，控制tial金屬間化合物片層取向并獲得pst晶體；再通過真空熱處理爐對pst晶體在α單相區(qū)熱處理及去應(yīng)力退火，消除b2相偏析并消除殘余應(yīng)力，最終形成具有高強(qiáng)度高塑性的tial金屬間化合物材料。

4、然而，采用光浮區(qū)熔定向凝固法難以直接制備出帶有復(fù)雜形狀的pst單晶，且所制備pst單晶尺寸較??；此外，tial金屬間化合物pst單晶的制備工藝復(fù)雜，導(dǎo)致其成品率和生產(chǎn)效率低、成本高；這些情況使得tial金屬間化合物pst單晶的大規(guī)模生產(chǎn)和應(yīng)用存在較高的技術(shù)難度。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)思路

1、針對目前細(xì)晶強(qiáng)化難以進(jìn)一步實(shí)現(xiàn)tial金屬間化合物的強(qiáng)塑化、tial金屬間化合物pst單晶及其構(gòu)件難以制備的問題，本發(fā)明提供了一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物及其制備方法與應(yīng)用。

2、本發(fā)明的技術(shù)方案：

3、一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物，tial金屬間化合物中al的原子百分比濃度為44~47?at.%，nb的原子百分比濃度為7~10?at.%，c的原子百分比濃度為0~0.5?at.%，余量為ti。

4、進(jìn)一步的，tial金屬間化合物的組織類型為近γ組織，主要包括γ相和α2相，γ相含量為75~95％，α2相的含量為5~25％。

5、進(jìn)一步的，tial金屬間化合物的γ相晶粒尺寸為7~20?μm，且γ相晶粒中含有大量交叉層錯(cuò)；tial金屬間化合物在室溫塑性變形過程中形成高密度交叉納米孿晶且至少形成兩重孿晶。

6、一種高密度交叉納米孿晶強(qiáng)塑化tial金屬間化合物的制備方法，包括如下步驟：

7、步驟一、包套加工：

8、將tial金屬間化合物預(yù)合金球形粉末裝入鋼制包套中振實(shí)，粉末裝填完畢后，對包套進(jìn)行抽真空封焊，獲得內(nèi)部裝滿tial粉末的包套；

9、步驟二、熱等靜壓燒結(jié)：

10、將步驟一所得封焊后的包套進(jìn)行熱等靜壓燒結(jié)處理，爐冷后去除包套得到tial坯錠；

11、步驟三、熱鍛：

12、對步驟二所得tial坯錠進(jìn)行兩次包套熱鍛處理，第二次熱鍛方向垂直于第一次熱鍛方向，得到tial鍛坯；

13、步驟四、熱處理：

14、將步驟三所得tial鍛坯熱處理，冷卻后得到高密度交叉納米孿晶強(qiáng)塑化tial金屬間化合物。

15、進(jìn)一步的，步驟一所述tial金屬間化合物預(yù)合金球形粉末的粒徑分布在60~220?μm范圍內(nèi)，所述tial金屬間化合物預(yù)合金球形粉末的氧含量控制在700?ppm以下。

16、進(jìn)一步的，步驟一所述tial金屬間化合物預(yù)合金球形粉末采用等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化制粉法制備而成。

17、進(jìn)一步的，所述等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化制粉法的具體制備方法如下：

18、制粉開始前，加工倉真空度需抽至低于10-3?pa，然后充入氬氣和氦氣的混合氣體，直至加工倉內(nèi)壓力為2×101?pa，氧含量低于50?ppm；采用常規(guī)方法按目標(biāo)合金元素含量制備的tial自耗電極的直徑為51~75?mm，以30000~33000?rpm的速度旋轉(zhuǎn)，電極進(jìn)給速度為0.5~1.2?mm/s，等離子電弧功的熔化功率為50~60?kw。

19、進(jìn)一步的，步驟二熱等靜壓燒結(jié)的溫度為1200~1300?℃，壓力為140~170?mpa，保溫保壓時(shí)間為2~5?h。

20、進(jìn)一步的，步驟三熱鍛的溫度為1200~1300?℃，第一次熱鍛的變形量為30~60%，第二次熱鍛的變形量為50~80%。

21、進(jìn)一步的，步驟四熱處理的溫度為1200~1300?℃，保溫時(shí)間為1~5?h。

22、一種高密度交叉納米孿晶強(qiáng)塑化tial金屬間化合物在動力系統(tǒng)熱端部件中的應(yīng)用，動力系統(tǒng)包括航空航天發(fā)動機(jī)、燃?xì)廨啓C(jī)和汽車發(fā)動機(jī)。

23、本發(fā)明的有益效果：

24、本發(fā)明采用粉末冶金和鍛壓相結(jié)合的制備工藝使所得高鈮tial金屬間化合物的γ晶粒中產(chǎn)生大量交叉層錯(cuò)，這些交叉層錯(cuò)可作為孿晶的有效形核位點(diǎn)，使所制備tial金屬間化合物在變形過程中形成高密度交叉納米孿晶，從而有效實(shí)現(xiàn)強(qiáng)塑化。本發(fā)明高密度交叉納米孿晶強(qiáng)塑化tial金屬間化合物具有非常優(yōu)異的室溫壓縮性能，其抗壓強(qiáng)度達(dá)到2500-2600?mpa，屈服強(qiáng)度達(dá)到650-700?mpa，斷裂應(yīng)變達(dá)到35-40%。

25、本發(fā)明解決了tial金屬間化合物pst單晶的制備工藝復(fù)雜的問題，能夠?qū)崿F(xiàn)航空發(fā)動機(jī)葉片等復(fù)雜構(gòu)件的近凈成形，成品率和生產(chǎn)效率高，成本低，易于實(shí)現(xiàn)大規(guī)模生產(chǎn)和應(yīng)用。

26、將本發(fā)明提供的高密度交叉納米孿晶強(qiáng)塑化tial金屬間化合物有望應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)葉片、火箭發(fā)動機(jī)噴管、微型燃?xì)廨啓C(jī)渦輪和葉片，以及汽車動力系統(tǒng)增壓渦輪和排氣閥等熱端部件，能有效實(shí)現(xiàn)裝備的輕量化，提高各類發(fā)動機(jī)的功率輸出和燃燒效率，有效促進(jìn)節(jié)能減排，屬于典型綠色低碳領(lǐng)域技術(shù)。

技術(shù)特征：

1.一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物，其特征在于，所述tial金屬間化合物中al的原子百分比濃度為44~47?at.%，nb的原子百分比濃度為7~10?at.%，c的原子百分比濃度為0~0.5at.%，余量為ti。

2.根據(jù)權(quán)利要求1所述一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物，其特征在于，所述tial金屬間化合物的組織類型為近γ組織，主要包括γ相和α2相，γ相含量為75~95％，α2相的含量為5~25％。

3.根據(jù)權(quán)利要求2所述一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物，其特征在于，所述tial金屬間化合物的γ相晶粒尺寸為7~20?μm，且γ相晶粒中含有交叉層錯(cuò)；所述tial金屬間化合物在室溫塑性變形過程中形成高密度交叉納米孿晶且至少形成兩重孿晶。

4.一種如權(quán)利要求1-3任一所述強(qiáng)塑性tial金屬間化合物的制備方法，其特征在于，包括如下步驟：

5.根據(jù)權(quán)利要求4所述一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物的制備方法，其特征在于，步驟一所述tial金屬間化合物預(yù)合金球形粉末的粒徑分布在60~220?μm范圍內(nèi)，所述tial金屬間化合物預(yù)合金球形粉末的氧含量控制在700?ppm以下。

6.根據(jù)權(quán)利要求4或5所述一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物的制備方法，其特征在于，步驟一所述tial金屬間化合物預(yù)合金球形粉末采用等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化制粉法制備而成。

7.根據(jù)權(quán)利要求6所述一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物的制備方法，其特征在于，步驟二所述熱等靜壓燒結(jié)的溫度為1200~1300?℃，壓力為140~170?mpa，保溫保壓時(shí)間為2~5?h。

8.根據(jù)權(quán)利要求7所述一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物的制備方法，其特征在于，步驟三所述熱鍛的溫度為1200~1300?℃，所述第一次熱鍛的變形量為30~60%，所述第二次熱鍛的變形量為50~80%。

9.根據(jù)權(quán)利要求8所述一種強(qiáng)塑性tial金屬間化合物的制備方法，其特征在于，步驟四所述熱處理的溫度為1200~1300?℃，保溫時(shí)間為1~5?h。

10.一種如權(quán)利要求1-3任一所述強(qiáng)塑性tial金屬間化合物在動力系統(tǒng)熱端部件中的應(yīng)用，其特征在于，所述動力系統(tǒng)包括航空航天發(fā)動機(jī)、燃?xì)廨啓C(jī)和汽車發(fā)動機(jī)。

技術(shù)總結(jié)
本發(fā)明涉及一種強(qiáng)塑性TiAl金屬間化合物及其制備方法與應(yīng)用，屬于TiAl金屬間化合物技術(shù)領(lǐng)域。針對目前細(xì)晶強(qiáng)化難以進(jìn)一步實(shí)現(xiàn)TiAl的強(qiáng)塑化、TiAl?PST單晶及其構(gòu)件難以制備的問題，本發(fā)明提供了一種高密度交叉納米孿晶強(qiáng)塑化TiAl金屬間化合物，TiAl金屬間化合物中Al的原子百分比濃度為44~47%，Nb的原子百分比濃度為7~10%，C的原子百分比濃度為0~0.5%，余量為Ti。本發(fā)明采用粉末冶金和鍛壓相結(jié)合的制備工藝使TiAl金屬間化合物的γ晶粒中產(chǎn)生大量交叉層錯(cuò)，變形過程中形成高密度交叉納米孿晶，從而有效實(shí)現(xiàn)強(qiáng)塑化。本發(fā)明主要應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)葉片等動力系統(tǒng)關(guān)鍵熱端部件的制造。

技術(shù)研發(fā)人員：劉石球,徐雪松,劉彬,劉詠
受保護(hù)的技術(shù)使用者：浙大城市學(xué)院
技術(shù)研發(fā)日：
技術(shù)公布日：2025/1/2