本發(fā)明涉及一種制備tial合金板材的方法。

背景技術(shù)：

隨著現(xiàn)代工業(yè)技術(shù)的進(jìn)步，航空航天的發(fā)展對(duì)高溫結(jié)構(gòu)材料提出了更高要求，新材料的高性能和輕量化已成為未來發(fā)展的趨勢(shì)。tial合金作為一種新型的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，具有低密度，高比強(qiáng)度和比剛度，以及優(yōu)異的抗氧化性能和高溫蠕變性能等，在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。然而tial合金的熱加工窗口窄，高溫變形能力差，給tial合金的熱加工成形帶來了巨大的挑戰(zhàn)，尤其對(duì)于tial合金板材的軋制，進(jìn)一步制約了tial合金的實(shí)際工程化應(yīng)用。

經(jīng)過國(guó)內(nèi)外研究人員多年的深入細(xì)致研究，開發(fā)的新型beta-gammatial合金具有優(yōu)良的熱加工性能，給tial合金的應(yīng)用發(fā)展帶來了新的希望。該合金是通過添加大量的β相穩(wěn)定元素(cr、v、mn、mo等)增加tial合金中的β相，在高溫下β相含有大量的獨(dú)立滑移系協(xié)調(diào)tial合金的高溫變形，可以有效地阻止高溫變形過程中裂紋的產(chǎn)生。國(guó)內(nèi)外先后發(fā)展了beta-gammatial合金，并通過傳統(tǒng)的軋制技術(shù)結(jié)合后續(xù)的機(jī)械加工和焊接技術(shù)，制備出了高質(zhì)量無(wú)裂紋的tial合金板材和各種航空航天以及汽車發(fā)動(dòng)機(jī)重要的零部件。但是，由于tial合金板材軋制的難度大，目前所制備出的beta-gammatial合金板材存在斷裂韌性低，蠕變性能差，拉伸強(qiáng)度低(約為700mpa)等問題，難以滿足使用需求。后續(xù)的熱處理可以在一定程度提高tial合金板材的性能，但是對(duì)于tial合金板材熱處理工藝復(fù)雜，并且增加了tial合金板材的制備成本。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的是要解決目前beta-gammatial合金斷裂韌性低，拉伸強(qiáng)度低，且熱處理工藝復(fù)雜，成本高的技術(shù)問題，而提供含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材的制備方法。

本發(fā)明含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材的制備方法是按以下步驟進(jìn)行的：

一、tial合金坯料的制備：鍛造開坯制備tial合金預(yù)制坯料，然后將tial合金預(yù)制坯料進(jìn)行熱等靜壓處理，再采用機(jī)械加工的方法將熱等靜壓處理后的tial合金預(yù)制坯料加工成長(zhǎng)方體坯料，得到tial合金坯料；

步驟一中所述的熱等靜壓處理的參數(shù)為：熱等靜壓的溫度為1000℃～1250℃，熱等靜壓的壓力為140mpa～200mpa，熱等靜壓的時(shí)間為1h～5h；

步驟一中所述的tial合金坯料的厚度為3mm～30mm；

步驟一中所述的tial合金預(yù)制坯料的化學(xué)成分為：ti-aal-bx-cz(at.％)，其中x為β相穩(wěn)定元素，z為微合金化元素，a為41～45，b為6～9，c為0.01～0.3；

二、包套：將步驟一得到的tial合金坯料表面打磨至表面光潔，然后將表面光潔的tial合金坯料置于兩個(gè)具有凹槽的包套中，將兩個(gè)具有凹槽的包套進(jìn)行焊合，得到包套的tial合金坯料；

三、軋制階段：將步驟二得到的包套tial合金坯料放進(jìn)保溫爐中，從室溫升溫至900℃～1150℃，在溫度為900℃～1150℃的條件下保溫1h～4h，然后將溫度為900℃～1150℃的包套tial合金坯料置于軋機(jī)上進(jìn)行軋制，軋制的速度為30mm/s～150mm/s，道次變形量為10％～50％，道次回爐保溫溫度為900℃～1150℃，道次回爐保溫時(shí)間為10min～60min，軋制的總變形量為50％～90％；

四：去應(yīng)力退火：將步驟三中軋制完的包套tial合金板材在溫度為800℃～1000℃的條件下保溫3h～10h，然后隨爐冷卻至室溫；

五、機(jī)械加工去除包套：采用機(jī)械加工的方法去除tial合金板材外部的包套，得到含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材。

本發(fā)明通過低溫包套軋制手段直接獲得含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的tial合金板材，不僅可以提高tial合金板材的綜合力學(xué)性能，同時(shí)使tial合金板材的工藝簡(jiǎn)單化，節(jié)約了制造成本。

本發(fā)明具有以下效果：

1、本發(fā)明添加了大量的β相穩(wěn)定元素，使合金的β相含量大于15％，該相在高溫下含有大量的獨(dú)立滑移系協(xié)調(diào)tial合金板材高溫的變形行為，改善了tial合金板材的熱加工性能；

2、本發(fā)明采用了低溫包套軋制技術(shù)制備tial合金板材，高溫變形過程中發(fā)生了β→γ相變行為，在塊體的β相區(qū)域生成了大量的板條狀的γ再結(jié)晶晶粒，組織均勻細(xì)小，板條狀γ晶粒的寬度為納米級(jí)別，只有200nm左右，同時(shí)該軋制工藝顯著提高了tial合金板材的室溫拉伸性能(強(qiáng)度達(dá)到945mpa)，省去了后續(xù)的繁瑣熱處理工藝，節(jié)約了制造成本。

附圖說明

圖1是試驗(yàn)一制備的含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材放大1000倍的sem-bse圖；

圖2是將圖1中的β相區(qū)域放大10倍后的sem-bse圖；

圖3是試驗(yàn)一制備的含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材的tem圖；

圖4是試驗(yàn)二制備的不含有板條狀γ再結(jié)晶組織的ti-43al-9v-0.2y合金板材放大1000倍的sem-bse圖；

圖5為室溫拉伸曲線對(duì)比圖，曲線1為試驗(yàn)一制備的含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材的室溫拉伸曲線，曲線2為試驗(yàn)二制備的不含有板條狀γ再結(jié)晶組織的ti-43al-9v-0.2y合金板材的室溫拉伸曲線。

具體實(shí)施方式

具體實(shí)施方式一：本實(shí)施方式為含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材的制備方法，具體是按以下步驟進(jìn)行的：

一、tial合金坯料的制備：鍛造開坯制備tial合金預(yù)制坯料，然后將tial合金預(yù)制坯料進(jìn)行熱等靜壓處理，再采用機(jī)械加工的方法將熱等靜壓處理后的tial合金預(yù)制坯料加工成長(zhǎng)方體坯料，得到tial合金坯料；

步驟一中所述的熱等靜壓處理的參數(shù)為：熱等靜壓的溫度為1000℃～1250℃，熱等靜壓的壓力為140mpa～200mpa，熱等靜壓的時(shí)間為1h～5h；

步驟一中所述的tial合金坯料的厚度為3mm～30mm；

步驟一中所述的tial合金預(yù)制坯料的化學(xué)成分為：ti-aal-bx-cz(at.％)，其中x為β相穩(wěn)定元素，z為微合金化元素，a為41～45，b為6～9，c為0.01～0.3；

二、包套：將步驟一得到的tial合金坯料表面打磨至表面光潔，然后將表面光潔的tial合金坯料置于兩個(gè)具有凹槽的包套中，將兩個(gè)具有凹槽的包套進(jìn)行焊合，得到包套的tial合金坯料；

步驟二中所述的包套材料為：不銹鋼、純鈦或鈦合金；

三、軋制階段：將步驟二得到的包套tial合金坯料放進(jìn)保溫爐中，從室溫升溫至900℃～1150℃，在溫度為900℃～1150℃的條件下保溫1h～4h，然后將溫度為900℃～1150℃的包套tial合金坯料置于軋機(jī)上進(jìn)行軋制，軋制的速度為30mm/s～150mm/s，道次變形量為10％～50％，道次回爐保溫溫度為900℃～1150℃，道次回爐保溫時(shí)間為10min～60min，軋制的總變形量為50％～90％；

四：去應(yīng)力退火：將步驟三中軋制完的包套tial合金板材在溫度為800℃～1000℃的條件下保溫3h～10h，然后隨爐冷卻至室溫；

五、機(jī)械加工去除包套：采用機(jī)械加工的方法去除tial合金板材外部的包套，得到含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材。

具體實(shí)施方式二：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一不同的是：步驟一中所述的機(jī)械加工的方法為線切割。其他步驟及參數(shù)與具體實(shí)施方式一相同。

具體實(shí)施方式三：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一或二不同的是：步驟一中所述的鍛造開坯制備tial合金預(yù)制坯料的參數(shù)為：始鍛溫度為1220℃～1260℃，變形速率為0.005s^-1～0.05s^-1，總變形量為65％～85％。其他與具體實(shí)施方式一或二相同。

具體實(shí)施方式四：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一至三之一不同的是：步驟一中所述的β相穩(wěn)定元素為v、cr、mn和mo中的一種或者幾種的混合元素。其他與具體實(shí)施方式一至三之一相同。

具體實(shí)施方式五：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一至四之一不同的是：步驟一中所述的微合金化元素為b、c和y中的一種或者幾種的混合元素。其他與具體實(shí)施方式一至四之一相同。

具體實(shí)施方式六：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一至五之一不同的是：步驟三中將步驟二得到的包套tial合金坯料放進(jìn)保溫爐中，從室溫升溫至900℃～1050℃，在溫度為900℃～1050℃的條件下保溫1h～4h，然后將溫度為900℃～1050℃的包套tial合金坯料置于軋機(jī)上進(jìn)行軋制，軋制的速度為30mm/s～80mm/s，道次變形量為10％～25％，道次回爐保溫溫度為900℃～1050℃，道次回爐保溫時(shí)間為10min～60min，軋制的總變形量為50％～90％。其他步驟及參數(shù)與具體實(shí)施方式一至五之一相同。

具體實(shí)施方式七：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一至六之一不同的是：步驟三中將步驟二得到的包套tial合金坯料放進(jìn)保溫爐中，從室溫升溫至1050℃～1150℃，在溫度為1050℃～1150℃的條件下保溫1h～4h，然后將溫度為1050℃～1150℃的包套tial合金坯料置于軋機(jī)上進(jìn)行軋制，軋制的速度為50mm/s～150mm/s，道次變形量為20％～50％，道次回爐保溫溫度為1050℃～1150℃，道次回爐保溫時(shí)間為10min～60min，軋制的總變形量為50％～90％。其他步驟及參數(shù)與具體實(shí)施方式一至六之一相同。

具體實(shí)施方式八：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一至七之一不同的是：步驟四中將步驟三中軋制完的包套tial合金板材在溫度為800℃～900℃的條件下保溫3h～8h，然后隨爐冷卻至室溫其他步驟及參數(shù)與具體實(shí)施方式一至七之一相同。

具體實(shí)施方式九：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一至八之一不同的是：步驟四中將步驟三中軋制完的包套tial合金板材在溫度為900℃～1000℃的條件下保溫5h～10h，然后隨爐冷卻至室溫其他步驟及參數(shù)與具體實(shí)施方式一至八之一相同。

具體實(shí)施方式十：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一至九之一不同的是：步驟五中所述的機(jī)械加工的方法為銑床或線切割。其他步驟及參數(shù)與具體實(shí)施方式一至九之一相同。

用以下試驗(yàn)對(duì)本發(fā)明進(jìn)行驗(yàn)證：

試驗(yàn)一：本試驗(yàn)為含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材的制備方法，具體是按以下步驟進(jìn)行的：

一、tial合金坯料的制備：鍛造開坯制備tial合金預(yù)制坯料，然后將tial合金預(yù)制坯料進(jìn)行熱等靜壓處理，再采用機(jī)械加工的方法將熱等靜壓處理后的tial合金預(yù)制坯料加工成長(zhǎng)方體坯料，得到tial合金坯料；

所述的熱等靜壓處理的參數(shù)為：熱等靜壓的溫度為1250℃，熱等靜壓的壓力為160mpa，熱等靜壓的時(shí)間為4h；

所述的tial合金坯料的尺寸為130mm×70mm×20mm；

所述的tial合金預(yù)制坯料的化學(xué)成分為：ti-43al-9v-0.2y；

二、包套：將步驟一得到的tial合金坯料表面打磨至表面光潔，然后將表面光潔的tial合金坯料置于兩個(gè)具有凹槽的包套中，將兩個(gè)具有凹槽的包套進(jìn)行焊合，得到包套的tial合金坯料；

三、軋制階段：將步驟二得到的包套tial合金坯料放進(jìn)保溫爐中，從室溫升溫至1100℃，在溫度為1100℃的條件下保溫2h，然后將溫度為1100℃的包套tial合金坯料置于軋機(jī)上進(jìn)行軋制，軋制的速度為50mm/s，道次變形量為25％，道次回爐保溫溫度為1100℃，道次回爐保溫時(shí)間為15min，軋制的總變形量為87％；

四：去應(yīng)力退火：將步驟三中軋制完的包套tial合金板材在溫度為900℃的條件下保溫6h，然后隨爐冷卻至室溫；

五、機(jī)械加工去除包套：采用機(jī)械加工的方法去除tial合金板材外部的包套，得到含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材，板材尺寸為875mm×75mm×2.6mm。

步驟一中所述的機(jī)械加工的方法為線切割；

步驟一中所述的鍛造開坯制備tial合金預(yù)制坯料的參數(shù)為：始鍛溫度為1250℃，變形速率為0.01s^-1，總變形量為75％；

步驟二中所述的包套的材質(zhì)為304不銹鋼；

步驟五中所述的機(jī)械加工的方法為銑床加工。

試驗(yàn)二：本試驗(yàn)為對(duì)比試驗(yàn)，是不含有板條狀γ再結(jié)晶組織的ti-43al-9v-0.2y合金板材的制備方法，具體是按以下步驟進(jìn)行的：

一、tial合金坯料的制備：鍛造開坯制備tial合金預(yù)制坯料，然后將tial合金預(yù)制坯料進(jìn)行熱等靜壓處理，再采用機(jī)械加工的方法將熱等靜壓處理后的tial合金預(yù)制坯料加工成長(zhǎng)方體坯料，得到tial合金坯料；

所述的熱等靜壓處理的參數(shù)為：熱等靜壓的溫度為1250℃，熱等靜壓的壓力為160mpa，熱等靜壓的時(shí)間為4h；

所述的tial合金坯料的尺寸為130mm×70mm×20mm；

所述的tial合金預(yù)制坯料的化學(xué)成分為：ti-43al-9v-0.2y；

二、包套：將步驟一得到的tial合金坯料表面打磨至表面光潔，然后將表面光潔的tial合金坯料置于兩個(gè)具有凹槽的包套中，將兩個(gè)具有凹槽的包套進(jìn)行焊合，得到包套的tial合金坯料；

三、軋制階段：將步驟二得到的包套tial合金坯料放進(jìn)保溫爐中，從室溫升溫至1200℃，在溫度為1200℃的條件下保溫1.5h，然后將溫度為1200℃的包套tial合金坯料置于軋機(jī)上進(jìn)行軋制，軋制的速度為50mm/s，道次變形量為15％，道次回爐保溫溫度為1200℃，道次回爐保溫時(shí)間為15min，軋制的總變形量為65％；

四：去應(yīng)力退火：將步驟三中軋制完的包套tial合金板材在溫度為900℃的條件下保溫6h，然后隨爐冷卻至室溫；

五、機(jī)械加工去除包套：采用機(jī)械加工的方法去除tial合金板材外部的包套，得到不含有板條狀γ再結(jié)晶組織的ti-43al-9v-0.2y合金板材。

步驟一中所述的機(jī)械加工的方法為線切割；

步驟一中所述的鍛造開坯制備tial合金預(yù)制坯料的參數(shù)為：始鍛溫度為1250℃，變形速率為0.01s^-1，總變形量為75％；

步驟二中所述的包套的材質(zhì)為304不銹鋼；

步驟五中所述的機(jī)械加工的方法為銑床加工。

圖1是試驗(yàn)一制備的含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材放大1000倍的sem-bse圖，其中深灰色的是γ相，淺灰色的是β相，可以看出經(jīng)過軋制后的組織主要由β相和γ相組成，γ為等軸晶。

圖2是將圖1中的β相區(qū)域放大10倍后的sem-bse圖，其中深灰色的是γ相，淺灰色的是β相，可以看出從β相中析出細(xì)小的板條狀的γ晶粒，說明試驗(yàn)一的方法能得到細(xì)小的板條狀γ再結(jié)晶晶粒。

圖3是試驗(yàn)一制備的含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材的tem圖，a區(qū)域?yàn)棣孪啵琤區(qū)域?yàn)棣孟?，可以看出從β相析出的γ板條寬度只有200nm左右。

圖4是試驗(yàn)二制備的不含有板條狀γ再結(jié)晶組織的ti-43al-9v-0.2y合金板材放大1000倍的sem-bse圖，可以看出組織主要為β相和γ相，γ為等軸晶組織，在β區(qū)域沒有析出細(xì)小的板條狀γ晶粒；

圖5為室溫拉伸曲線對(duì)比圖，曲線1為試驗(yàn)一制備的含有細(xì)小板條狀γ再結(jié)晶組織的beta-gammatial合金板材的室溫拉伸曲線，曲線2為試驗(yàn)二制備的不含有板條狀γ再結(jié)晶組織的ti-43al-9v-0.2y合金板材的室溫拉伸曲線，可以看出試驗(yàn)一制備的含有細(xì)小的板條狀γ晶粒的tial合金板材強(qiáng)度明顯提高，強(qiáng)度達(dá)到945mpa。