一種熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金的制作方法

本發明涉及高溫結構材料領域，具體涉及一種熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金，特別是具有極佳熱變形加工能力、低成本的含fe、nb元素的鈦鋁基合金。
背景技術：
：隨著航空、航天、軍工領域對發動機等核心部件性能要求的不斷提高，具有低密度、高強度、高比強度、強蠕變抗力、低自振頻率以及優良抗氧化性的高溫結構材料—鈦鋁基合金越來越受到科研工作者的高度重視。鈦鋁基合金具有巨大的發展潛力，是目前公認的可部分替代ni基高溫合金的理想材料，將大幅降低結構部件自重，提升設備性能和工作效率。鈦鋁基合金因其優良的綜合性能，不僅在高端科技領域和軍工領域備受關注，常用來制作飛行器的高溫承力部件，而且在民用工業領域也逐漸得到推廣。例如，若能實現工業化規模制備鈦鋁基合金渦輪增壓器葉輪并將其應用于汽車工業，則原材料成本會顯著降低、渦輪遲滯效應會明顯改善，這其中蘊含著巨大的市場和商機。含鈦合金的加工制備通常較為困難，科研人員通過不懈的努力，將較為成熟的原應用于fe基或al基合金加工制備的技術，加以改進后成功移植到鈦鋁基合金的加工制備中，取得了一定成功。其中的等溫熱加工法(tmt)對于鈦鋁基合金加工而言，不失為一種非常合適的方法，它主要包括各種方式的熱鍛軋擠等成形方式，可使鈦鋁基合金的綜合力學性能得到顯著提高，尤其可以改善其室溫塑性。然而，鈦鋁基合金作為一種金屬間化合物具有本征脆性，導致了它很差的熱變形加工能力。雖然改進后的tmt加工方式較傳統的tmt加工方式有了很大的進步與提升，但制備鈦鋁基合金的成品率仍然很低或者制備品中仍存在有大量缺陷。為了從根本上解決上述問題，有針對性的合金化作為一種最有效也是最基本的方法尤其受到關注。“低鋁高β穩定元素”是一種常見有效的合金化思路，β穩定元素有助于b2相形成，其割裂基體細化組織，高溫下轉變為β0軟相，有助于熱變形時的應力應變協調以及提高合金熱變形能力。常用的β穩定元素主要有nb,cr,v,mo,mn,w,zr,ta,hf等，而尤以前四種最為常見。目前，應用最為廣泛研究最為深入的莫過于“高鈮鈦鋁基合金”和“tmn鈦鋁基合金”，二者的成分分別為ti-(45～46)al-(5～9)nb-(c,b,y)(這里指原子百分數at.％，以下無特殊說明均表示原子百分比)和ti-43.5al-4nb-1mo-0.1b。高鈮鈦鋁基合金由于nb元素的大量加入，使得層錯能顯著降低、b2相大量形成、組織細化，加之其他輔助合金化元素的加入，合金具有優良的高溫強度和抗氧化能力、蠕變抗力以及較佳的熱變形加工能力等；而tmn合金考慮β穩定元素mo和適量nb的加入，配以合適比例的b元素添加，合金也具有較好的熱變形加工能力。有目的合金化使得合金某方面屬性“贏在起跑線”，接下來的問題就是如何選擇工藝參數進行實際熱加工。熱變形本構方程和熱加工圖是對合金熱變形行為、熱變形能力和熱加工窗口等最直接和有效的評價手段，其擬合結果是指導實際熱變形加工的重要參考。結合熱變形本構方程、熱加工圖、熱加工工件本身及其宏微觀組織，科研工作者發現，鈦鋁基合金在熱變形加工方面仍然存在以下問題亟待解決：第一，對于大部分合金而言，加工窗口僅限于很小的范圍內，實際加工過程中較難控制；第二，有時從加工圖中獲悉，失穩區間較小，容易避開，但是加工圖中其余之處仍處于較低的功率耗散因子水平(η<40％)，故在這些區域進行熱變形加工，裂紋等缺陷仍容易萌生；第三，有時即便是加工窗口范圍可以接受，但其所處位置也多在相對最低的lnz參數(z為znner-hollomon參數)區域，即加工圖中最高的溫度和最低的應變速率處，這在實際加工過程中其實是很難達到的。現如今，不僅是對tmt產品質量要求越來越高，而且低成本、高效、節能的裝備制造理念正逐步被人們首肯，這些都使得上述問題更為突出和棘手。進一步從根本上提高該系合金的熱變形能力是解決上述問題的關鍵突破口，這使本發明的目光轉向合金化元素—fe元素。fe元素是最強的b2相穩定元素，其b2相形成能力約為w元素和mo元素的2倍，約為cr元素和mn元素的3倍，約為nb元素的8倍，含fe元素的b2相在熱加工過程中同樣具有很好的應力應變協調和軟化效果。因此，本發明期望采用fe元素合金化來更為有效地改善合金的熱變形加工能力，同時，nb元素因其在tial基合金中的重要作用，在新設計合金中仍然予以保留。此外，fe元素的價格是幾種β穩定元素中價格最低的，可大幅度降低tial基合金的原材料成本，合金熱變形加工能力的提升也降低了熱加工成本，fe的加入也能提高合金熔體流動性，有助于提高鑄造合金的補縮能力，改善鑄錠質量。目前，國內對該系合金研究的成分比較單一，很少有采用fe元素進行合金化的研究，而采用fe元素部分替代高鈮tial基合金中的nb元素的相關研究則更為少見。北京鋼研院研發的合金成分以ti-46.5al-1cr-2.5v為代表，合金具有一定的熱變形加工能力，但熱加工能力亟待提高。齊魯工業大學研發的ti-(40～50)al-(0～3)cr-(0～3)mo-(w,b,y)合金，專利公開號為cn105803255擬應用于汽車渦輪增壓葉輪部件，未見對合金的熱變形能力進行考察。洛陽雙瑞精鑄鈦業有限公司研發的ti-(44～48)al-(0.5～2.0)cr-(0.5～2.0)v-(0.1～0.7)c合金，專利公開號為cn102312127，雖然涉及到低成本等字樣，但仍添加了較多的較貴的cr、v等元素，并且也未涉及到對合金熱變形加工能力的考察。東北大學研發的ti-(48～52)al-(3～5)cr-(2～3)ag-(0.001～0.03)b，專利公開號為cn1546704，未見有此合金性能測試和熱變形加工方面的報道。為進一步有效提高tial基合金的熱變形加工能力，降低熱加工及材料成本，拓展tial基合金在軍用民用領域的工程化、商業化應用，有必要探索設計新型合金。技術實現要素：本發明所要解決的技術問題是提供一種熱變形加工能力十分優異的、熱變形加工成本和原料成本大幅降低的、同時具備nb合金化優勢、鑄造流動性優良的tial基合金，該合金適合于工程化、商業化大規模生產，適合制備600℃～900℃長期使用的高溫結構部件。為了實現上述目的，本發明的技術方案：一種熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金，按原子百分比計，該鈦鋁基合金的具體化學成分為范圍為ti-(40～48)al-(2～6)nb-(1～6)fe-0.1b。所述的熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金，合金化元素含量優選為：al含量控制在42at.％～45at.％，fe含量控制在2at.％～4at.％。所述的熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金，優選的，al含量44at.％，fe含量2at.％～3at.％，b含量0.1at.％。所述的熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金，當nb含量相對較高時，fe相對少添加；當nb含量較低時，fe相對多添加。本發明的優點及有益效果是：1、本發明材料較高鈮tial基合金、tmn合金及其他重合金化tial基合金具有更加優良的熱變形加工能力，熱變形加工溫度可降低約300℃～400℃，大大降低了制備難度、減小了對模具的損害，降低了制備成本。具體地，本發明鑄態合金可在未包套條件下環境溫度為800℃以上時進行變形熱加工，在包套條件下可在環境溫度約為600℃以上時進行熱變形加工；在其他熱加工條件相同的情況下，該類合金熱加工應變速率可高于其他合金的至少一個數量級。2、本發明材料fe合金化顯著降低了原材料成本，也提高了合金熔體流動性，改善了合金的鑄造性能。3、本發明材料適合作為600℃～900℃范圍內長期使用的高溫結構材料，尤其適合于熱變形加工制備例如高超音速飛行器翼舵結構件、航天動力系統全尺寸噴管、渦輪增壓葉輪等相關部件，具有廣闊的應用前景。附圖說明圖1為鑄態ti-44al-8nb-(w,b,y)合金0.8真應變熱加工圖。圖2為鑄態ti-44al-5.5nb-2.2fe-0.1b合金0.8真應變熱加工圖。具體實施方式在具體實施過程中，本發明經大量理論分析和實驗驗證，設計了如下合金成分：本發明的一種熱變形加工能力極為優良的低成本tial基合金，具體成分為：ti-(40～48)al-(2～6)nb-(1～6)fe-0.1b，該合金受fe添加量的影響組織變化較為明顯，當fe添加量大于3at.％時，合金鑄態組織基本以(b2+γ)塊狀組織為主，當nb添加量為5at.％～6at.％且fe添加量為時2at.％～3at.％左右時，合金鑄態組織也基本以(b2+γ)塊狀組織為主，當β穩定元素(nb、fe)添加量小于上述量時，隨著其添加量的增加，組織由近全片層組織向塊狀組織過渡。考慮熱變形加工能力和成本等問題，將al含量控制在42at.％～45at.％，fe含量控制在2at.％～4at.％，nb含量范圍不變。進一步，al優選44at.％，fe優選2at.％～3at.％(具體視nb含量而定，nb含量相對較高時，fe可相對少添加，nb含量較低時，fe可相對多添加)，nb含量范圍不變，b仍添加0.1at.％為最優值。本發明用fe元素進行有效合金化，替代高鈮tial基合金中的大部分nb元素，同時定量添加少量細化元素b。fe作為最強的b2相穩定元素，采用其替代nb元素可以形成的大量b2相，b2相在高溫下成為β0軟相，促進應力應變協調作用，提高合金的熱變形加工能力，降低熱加工成本。b2相以及β凝固模式使得組織細化，也有益于提高合金熱變形能力。fe的加入也能改善液態合金的流動性，有利于合金的鑄造性能。同時保留部分nb元素，保留其合金化優勢。此外，尤其值得注意的是，fe的加入可大大降低原材料合金成本。當al含量低于上述范圍時，合金b2相含量會過高，影響合金的蠕變性能和高溫強度，低al情況也會嚴重惡化合金的高溫抗氧化能力。當al含量高于上述范圍，則b2相含量會減少，合金組織也會隨之粗大，進而影響合金的熱變形加工能力。當nb元素含量低于上述范圍時，其合金化優勢得不到保留，當nb元素含量高于上述范圍時，成本顯著增加，且會形成ω相，對力學性能不利。當fe元素低于上述范圍時，合金的熱變形加工能力得不到明顯改善，成本改善也不明顯，當fe元素高于上述范圍時，合金的高溫力學性能又得不到保證。b的添加是為了細化組織，本此目的優選0.1at.％的b元素即可最為有效的細化組織，少則效果不強，多則細化效果提升不明顯，還會形成大量的含b化合物，惡化材料力學性能。本發明tial基合金均采用海綿鈦、純al、純nb(或者alnb中間合金)、純fe、純b粉(或者tib2)作為原料，其中純b純度為99.99wt.％，其余原料純度均為99.9wt.％以上。先制備tial合金鑄錠，鑄錠制備方法可采用冷坩堝熔煉法或真空自耗熔煉法。冷坩堝熔煉法可制備的鑄錠尺寸較小，其中又包括相對小尺寸和相對大尺寸鑄錠：所謂相對小尺寸鑄錠一般直徑小于φ100mm左右，高度小于200mm左右(經驗值，視最終的澆注模具尺寸而定)，由于鑄錠尺寸小，相應設備和實驗過程也相對簡單，故可進行多次熔煉，鑄錠污染小、缺陷少、均勻性極佳，此外，小模澆注，冷卻速度快，晶粒細小(對于全片層組織，片層團尺寸可小于80μm)，有助于后續的熱變形加工；而制備所謂相對大尺寸鑄錠時，相應的設備尺寸也提升，設備技術和實驗過程也更加復雜，能耗更高，一般僅熔煉一次即澆鑄成型，而熔煉過程中的保溫時間相對較長(維持對合金熔體的有效電磁攪拌時間約為10min～20min)，利用保溫階段的電磁攪拌作用同樣可以保證鑄錠品質，采用水冷銅坩堝法熔煉相對大尺寸鑄錠裝料時應將原材料分層碼放，盡量將低熔點al大部分至于上方，al先熔化后，浸潤其他原材料利于整個熔化過程，進而利于最終鑄錠品質。總之，水冷銅坩堝法制備的tial基合金成分均勻，品質極佳。當欲制備重量約為30kg以上的tial基合金鑄錠時，多采用真空自耗熔煉法，該方法制備前先將原料混合均勻壓制成預坯錠，然后將欲壓制的坯錠作為電極熔化，隨著上述動作的重復，鑄錠級數增加，制備鑄錠的重量也增大。采用上述方法制備的鑄錠可用于進一步的熱變形加工。現結合具體實施例來詳細描述本發明，借此將本發明優點和特點描述更加清楚，但這些實施例并不對本發明的范圍構成任何限制。實施例1本實施例中，對于新設計的熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金，主要考察新設計合金在原材料成本方面的優勢，其具體制備過程如下：采用真空自耗熔煉法在相同工藝下分別制備高鈮tial基合金、tmn合金以及新設計合金鑄錠，質量均為100kg。由于制備方法相同，這里只考察原材料成本差別，以評估新設計合金在原材料成本方面的優勢。高鈮tial基合金成分選擇ti-44al-8.5nb-(w,b,y)成分，tmn合金成分為ti-44al-4nb-1mo-0.1b，新設計合金成分選擇ti-44al-2nb-3fe-0.1b，這三種合金中新設計合金的熱變形加工能力最佳，鑄造性能也最佳。所用原材料折算成質量百分比以及原材料價格列于表1。三種合金中均有少量b添加，高鈮tial基合金中還添加有少量w和y元素，由于添加量較少且均有添加，在對比三者原材料成本時均忽略不計。此外，此處不考慮原材料燒損(一般al元素會有約5wt.％的質量燒損)，認為原材料全部轉化為最終產品(三種合金鑄錠)。對于nb、mo、fe的加入，采用中間合金和采用純金屬在成本上相差不多(純金屬價格相對較高，但是添加量較少，中間合金價格相對較低，但是添加量較多)，此處均以純金屬計算。從表中可以清楚看到，新設計合金在原料成本上顯著降低，每制備100kg鑄錠，原料成本方面，新設計合金較高鈮tial基合金節省約24000元，較tmn合金節省近10000元，且新設計合金具有更加優良的熱變形加工能力和鑄造性能。表1每制備100kg三種金屬鑄錠所需原材料質量合金成分(at.％)ti(99.9wt.％，kg下同)alnbfemo合計(元)ti-44al-8.5nb-(w,b,y)53.4927.9418.570038742.93ti-44al-4nb-1mo-0.1b59.6028.999.0702.3423738.05ti-44al-2nb-3fe-0.1b61.3029.834.664.21014127.15單價(元/kg)6715200060500實施例2本實施例中，對于新設計的熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金，主要考察新設計合金在熱變形加工方面的優勢，其具體制備過程如下：采用水冷銅坩堝法首先制備兩個小尺寸鑄錠，尺寸均為φ55mm×150mm，成分分別是ti-44al-8nb-(w,b,y)和ti-44al-5.5nb-2.2fe-0.1b。從中分別切取φ6mm×9mm小圓柱試樣，利用gleeble3800熱模擬試驗機考察兩合金于1100℃～1250℃以及0.001s-1-1.0s-1范圍內的等溫熱壓縮真應力應變狀態，并繪制熱加工圖，用以評估兩合金熱變形加工能力、確定加工窗口、指導熱變形加工。結果表明，ti-44al-8nb-(w,b,y)合金的熱壓縮峰值應力范圍在80mpa～700mpa，而新設計的ti-44al-5.5nb-2.2fe-0.1b合金峰值應力范圍僅為5mpa～300mpa，在相同熱壓縮條件下，后者峰值應力明顯小于前者的。計算得到，高鈮tial基合金的應力指數n≈4，而新設計合金的應力指數僅為n≈2，反映出fe合金化顯著改善了合金的熱變形加工能力。接下來，繪制了兩種合金的0.8真應變熱加工圖，見圖1-圖2：如圖1所示，陰影部分為失穩區，若選取此區域對應的工藝參數進行熱加工，會造成樣品嚴重失穩斷裂。如圖2所示，采用fe合金化后，新設計合金甚至在測試區域不存在失穩區。同時發現，后者的功率耗散因子較前者明顯提高(圖中等高線上標記的數字)。加工窗口的選擇需避開失穩區，且應選擇功率耗散因子較大的區域(至少大于40，越高越好)。鑒于此，對于ti-44al-8nb-(w,b,y)合金僅有熱加工圖中右下角的約1220℃～1250℃/0.001s-1-0.01s-1范圍可作為加工窗口，這在實際熱加工過程中很難達到，或即便可達到也會對設備造成很大損害，而對于ti-44al-5.5nb-2.2fe-0.1b合金，幾乎整個測試區域均可作為熱加工窗口，當然，考慮設備的承受能力，高的應變速率區域一般不選擇。總之，從圖1-圖2可以看出，采用fe元素部分替換高鈮tial基合金中的nb元素進行合金化后，新設計合金的熱變形加工能力顯著提高，熱加工窗口明顯擴大。進一步，分別從兩合金鑄錠中切取尺寸約φ50mm×62mm的圓柱體，進行等溫鍛造。為保證樣品受力均勻、成品完整以及減小所需理論溫度與實際鍛造環境溫度的差別所帶來的影響，將部分圓柱體試樣外附包套，未包套等溫鍛壓實驗也實施。包套材質選擇304不銹鋼，包套內徑到外徑厚度為10mm～12mm，上下有頂蓋和底蓋，蓋厚度為12mm，一側蓋打有φ5mm通氣孔。包套與樣品間隔有絕熱和潤滑材料。結果表明，ti-44al-8nb-(w,b,y)合金的情況與熱加工圖相吻合，未包套樣品僅在1220℃～1250℃/0.001s-1～0.01s-1范圍內方可制備出完整鍛壓樣品，而上已提到，這在實際加工過程中設備很難達到此條件，即便達到，加工過程對設備和模具的損害也極大。而該高鈮合金在包套之后尚且可以在相對較低的環境溫度下完成等溫鍛造并制備出較為完整鍛坯，此時要求該合金鍛前出爐溫度在1300℃以上，鍛壓時環境溫度在900℃以上，應變速率約為0.001s-1-0.008s-1范圍。對于新設計的ti-44al-5.5nb-2.2fe-0.1b合金，未包套樣品鍛前出爐溫度在1200℃以上，鍛壓條件在800℃～1100℃/0.001s-1-0.01s-1以及1100℃-1250℃/0.001s-1-0.5s-1時均可獲得完整的鍛壓坯錠，當該合金包套且鍛壓前出爐溫度達到1300℃以上時，鍛時環境溫度可將至約600℃～700℃，應變速率視鍛時環境溫度而定。可見，新設計合金具有極佳的熱變形加工能力。實施例3本實施例中，對于新設計的熱變形加工能力優異的低成本鈦鋁基合金，主要考察新設計合金在熱變形加工方面的優勢，其具體制備過程如下：制備ti-44al-4nb-1mo-0.1b(tmn合金)和ti-44al-3nb-3fe-0.1b兩合金鑄錠(均未進行熱等靜壓)，先進行鍛造，再進行軋制實驗。鍛造采用包套鍛造，對于tmn合金鑄錠，鍛前出爐溫度為1300℃，鍛造環境溫度為1000℃，而對于ti-44al-3nb-3fe-0.1b合金，鍛前出爐溫度為1200℃，鍛造環境溫度為800℃。從鍛坯上切取軋制坯料，其尺寸約為(30-70)mm×(20-50)mm×(8-15)mm，軋制均未進行包套處理。實驗發現，tmn合金合金在軋制工藝為1300℃以上保溫30min，以低于5×10s-2的應變速率進行軋制，道次變形量控制在8％以內，回爐保溫10min-15min后進行下一道次軋制，總變形量控制在45％以內時，方可能制備出軋板，大多數成品軋板中存在明顯的腳裂和開裂等情況。而對于ti-44al-3nb-3fe-0.1b合金，軋制工藝為1200℃以上保溫30min后，以低于1×10s-1的應變速率進行軋制，道次變形量可在10％～25％范圍，回爐保溫2min～10min后進行下一道次軋制，軋板總變形量可超過70％，軋制后組織細小均勻、表面無氧化、開裂等現象。從上述軋制實驗可以發現，新設計的采用fe元素合金化的含nb元素tial基合金較目前公認的主要用于熱變形加工的tmn合金具有更加優良的熱變形加工能力。實施例結果表明，本發明材料具有極為優良的熱變形加工能力、原材料成本和熱變形加工成本顯著降低、鑄造性能也非常優異、兼具有nb元素合金化優勢。當前第1頁12