CN117144188A - 一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,涉及TiAl合金粉末冶金的技术领域。所述方法先将Ti粉、Al粉及其他元素粉末进行真空低能球磨混粉得到均匀混合的粉末;然后将均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入石墨模具、振实、组装,得到装有原料粉末的石墨模具;最后将装有原料粉末的石墨模具先后进行低温无压烧结和随后的高温热压烧结,得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的钛铝金属间化合物。本发明通过简单的两步热压工艺获得了近片层或全片层组织,具有较好的室/高温性能,且工艺路线所涉及的各个工艺步骤路线均可在通用设备上完成,利于工业大规模生产和推广使用。
Description
技术领域
本发明涉及TiAl合金粉末冶金的技术领域,尤其涉及一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法。
背景技术
TiAl合金由于其密度低,高温性能优异,作为一种轻质高温结构材料未来有望代替镍基合金在航空航天中的应用。TiAl合金具有四种典型的显微组织,分别为近γ组织、双态组织、近片层组织和全片层组织。全片层组织由于具有优异的高温性能及抗蠕变性能是TiAl合金在高温下应用的理想组织,其中细小均匀的全片层组织更有利于合金获得理想的力学性能。但由于铸造法制备的TiAl合金存在缩松缩孔、严重的偏析及组织粗大的问题,难以获得具有最优高温性能的细小均匀的全片层组织,满足高温结构部件的设计需求。
而粉末冶金法制备的TiAl合金可以有效克服上述缺点,能够获得细小均匀的全片层组织,且作为一种近净成形技术,有效的降低了其制备成本。
目前,TiAl合金的粉末冶金工艺大多聚焦于预合金粉末法,其制造出的合金组织细小,致密度好,力学性能优异,但获取高质量预合金粉末所需设备昂贵且工序复杂,显著提高了生产成本。相比之下,成本低廉且工序简单的元素粉末法理论上更适应工程应用和商业需求,并且可以根据需求灵活添加各种合金元素。
但由于Ti和Al在烧结时扩散速率的不同,导致形成kirkendall效应,使得烧结合金中存在孔洞,极大的降低了合金的致密度,为提高其致密度常采用高温加压烧结的方法进行合金的制备,但传统热压烧结法若在烧结初始阶段施加较大压力,熔融Al液将会从石墨模具缝隙处挤出,造成模具的损坏及目标合金的成分偏差。
例如,中国专利CN101011739A公开了一种用元素粉末制备TiAl合金复合板材的方法,需要先制备预制板坯,然后将预制板坯与钛合金板材共同包套进行热等静压处理;显然热等静压消耗的压力成本和热能都很高,复合板材操作复杂,包套去除后复合板材可能与包套材料之间存在黏连。
中国专利CN105779825A公开了一种TiAl合金自润滑材料及其制备方法,其原料选择为Ti-45Al-8Nb和2%-10%的Ti2AlN,故而原料选择并非各成分选择的单质粉末,而采用的热压烧结会使得熔融Ti2AlN液将会从石墨模具缝隙处挤出,造成模具的损坏及目标合金的成分偏差。
中国专利CN112958775A公开了拥有优异强度和塑性的TiAl合金半固态成型方法,其是先将Ti粉末和Al粉末分别球磨,然后将球磨后的粉末混合球磨,之后进行真空热压烧结得到锭子,再在锭子上取半固态轧制试样包套并进行半固态轧制,最后退火得到成品;虽然提高了抗拉强度和断后伸长率,但是对锭子的消耗大,球磨耗能多,制备过程热能消耗量大。
中国专利CN116372186A公开了一种具有细晶近片层组织的TiAl合金的制备方法,选择的原料为TiAl合金粉末与TiB2纳米颗粒,经过高能球磨、基板预热、电子束成形得到TiAl合金,显然电子束成形的成本很高,沉积层需要经过多次快速的升温和降温以达到组织细化的效果,然而高能球磨会在混合粉末中带入杂质。
此外,元素粉末法引入的高熔点难熔元素如Nb、W等难以在烧结过程中进行充分扩散,使得合金中存在大量的偏析。因此采用常规的热等静压及冷压坯后无压烧结的方式难以获得高致密度无偏析的TiAl合金。
为了避免kirkendall效应带来的负面影响以及难熔元素的偏析问题,目前元素粉末冶金工艺中对原料粉末的处理多采用高能球磨使其复合或机械合金化的方式,但不可避免地引入了大量杂质,使得所制备合金的力学性能较差,限制了此方法的应用。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是当前TiAl合金制备存在元素偏析、致密度低和杂质元素含量高的技术缺陷,特别是热压烧结会使得低熔点金属液体从石墨模具缝隙处挤出,造成模具的损坏及目标合金的成分偏差;且制备过程带入杂质,工序复杂,操作难度大,能耗高,不利于工业生产。
为解决上述技术问题,本发明提供的技术方案如下:
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉及其他元素粉末装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,先后进行低温无压烧结和随后的高温热压烧结,得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的钛铝金属间化合物。
优选地,S1中Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,其中Ti粉和Al粉的粉末粒径为30-200μm。
优选地,S1中其他元素粉末为Nb粉、Cr粉、Mn粉、Mo粉、V粉、W粉、Y粉、Zr粉、Si粉、B粉、C粉、Ta粉、Hf粉中的一种或其中几种组成的混合元素粉末,且粉末粒径不超过30μm;其中:包括Nb粉、Mo粉等的难熔粉末的粉末粒径不超过1μm。
优选地,S1中Ti粉、Al粉的原子百分比为(0.8-1.3):1;其他元素粉末的原子百分比小于12%。
优选地,S1中均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化。
优选地,S2中石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔。
优选地,S3中低温无压烧结的烧结压力为0Pa,烧结温度为500-800℃,烧结时间为10-60min。
优选地,S3中高温热压烧结是在低温无压烧结阶段结束后,需要快速升温升压至1400-1460℃,30-50MPa,并保温保压5-60min,随后卸压并随炉冷却。
优选地,S3中低温无压烧结的升温速率为10-80℃/min,高温热压烧结的升温速率为20-35℃/min,升压速率为0.02-0.04MPa/s。
优选地,S3中钛铝金属间化合物的片层团尺寸小于150μm,包括Nb粉、Mo粉等的难熔元素在基体中扩散均匀,无偏析现象,且可获得近片层和全片层组织。
优选地,S3中钛铝金属间化合物的组织结构为近片层时,致密度为99.8-99.9%,维氏硬度为370-382HV0.5,室温抗拉强度为464-497MPa,延伸率为0.4-0.55%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为476-513MPa,延伸率为1.3-1.5%。
优选地,S3中钛铝金属间化合物的组织结构为全片层时,致密度为99.9-100%,维氏硬度为320-413HV0.5,室温抗拉强度为382-515MPa,延伸率为0.2-0.48%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为421-530MPa,延伸率为0.8-2.1%。
上述技术方案,与现有技术相比至少具有如下有益效果:
上述方案,本发明提出了一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,可以克服现有技术中制备TiAl合金出现的低熔点金属液体从石墨模具缝隙处挤出,造成模具的损坏及目标合金的成分偏差的技术缺陷。
本发明采用低能球磨即可将粉末混合均匀,无需高能球磨使粉末机械合金化,可减少杂质的引入;之后的石墨模具和装填的混合粉末之间通过石墨纸进行分隔,热压工艺过程中不会带入其他杂质,制备完成后脱模便捷;合金化主要是在两步热压工艺中完成,合金元素扩散均匀,无偏析,能够形成近片层或全片层组织结构。
本发明采用元素粉末的方式易于进行成分调控,便于添加各种合金元素获得目标合金成分;其中:通过选择小尺寸的难熔元素粉末可获得无偏析的显微组织;且后续能够通过对元素粉末进行低温无压烧结及后续快速升温升压的高温热压烧结可获得致密且细小均匀的近片层及全片层组织,该合金具有良好的室/高温性能。
总之,本发明方法相对于其他传统方法,通过简单的两步热压工艺获得了近片层或全片层组织,该组织具有较好的室/高温性能,对TiAl合金的工程应用具有极其重要的意义;且工艺路线所涉及的各个工艺步骤路线均可在通用设备上完成,可重复性高,成本低、效率高,无需复杂的后续工艺如热等静压等,利于工业大规模生产和推广使用。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案,下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍,显而易见地,下面描述中的附图仅仅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为本发明实施例1中一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法所制备的Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金在1450℃、40MPa热压烧结30min后的显微组织形貌图;
图2为本发明实施例2中一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法所制备的Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金在1460℃、40MPa热压烧结30min后的显微组织形貌图。
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的附图,对本发明实施例的技术方案进行清楚、完整地描述。显然,所描述的实施例是本发明的一部分实施例,而不是全部的实施例。基于所描述的本发明的实施例,本领域普通技术人员在无需创造性劳动的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
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉、Cr粉、Nb粉按照Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金的成分配比称量并装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末,均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化;其中:Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,Ti粉的粉末粒径为30μm,Al粉的粉末粒径为30μm,Cr粉的粉末粒径为10μm,Nb粉的粉末粒径为1μm;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入内径为40mm的石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;其中:石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,真空度为9×10- 3Pa;先进行20min内将温度升至620℃保温10min、随后以0.6℃/s的升温速度升至800℃、0MPa压力的低温无压烧结,之后接着进行将温度和压力在20min的时间内分别匀速升至1450℃和40MPa压力的高温热压烧结,随后在设定的温度和压力下保温保压30min,保温阶段结束后,试样随炉冷却的同时卸载压力,当压力卸至0且温度冷却至室温时,将试样脱模取出;得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的Φ40mm×8mm钛铝金属间化合物。
如图1所示,本实施例S3中钛铝金属间化合物的片层团尺寸为40-80μm,难熔元素在基体中扩散均匀,无偏析现象,且可获得近片层组织。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的组织结构为近片层时,致密度为99.8%,维氏硬度为370HV0.5,室温抗拉强度为464MPa,延伸率为0.4%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为475.9MPa,延伸率为1.3%。
实施例2
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉、Cr粉、Nb粉按照Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金的成分配比称量并装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末,均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化;其中:Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,Ti粉的粉末粒径为30μm,Al粉的粉末粒径为30μm,Cr粉的粉末粒径为10μm,Nb粉的粉末粒径为1μm;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入内径为40mm的石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;其中:石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,真空度为9×10- 3Pa;先进行20min内将温度升至620℃保温10min、随后以0.6℃/s的升温速度升至800℃、0MPa压力的低温无压烧结,之后接着进行将温度和压力在20min的时间内分别匀速升至1460℃和40MPa压力的高温热压烧结,随后在设定的温度和压力下保温保压30min,保温阶段结束后,试样随炉冷却的同时卸载压力,当压力卸至0且温度冷却至室温时,将试样脱模取出;得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的Φ40mm×8mm钛铝金属间化合物。
如图2所示,本实施例S3中钛铝金属间化合物的片层团尺寸为100-150μm,难熔元素在基体中扩散均匀,无偏析现象,且可获得全片层组织。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的组织结构为全片层时,致密度为100%,维氏硬度为391HV0.5,室温抗拉强度为382MPa,延伸率为0.37%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为438.9MPa,延伸率为1.4%。
对比例1
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉、Cr粉、Nb粉按照Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金的成分配比称量并装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末,均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化;其中:Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,Ti粉的粉末粒径为30μm,Al粉的粉末粒径为30μm,Cr粉的粉末粒径为10μm,Nb粉的粉末粒径为10μm;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入内径为40mm的石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;其中:石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,真空度为9×10- 3Pa;先进行20min内将温度升至620℃保温10min、随后以0.6℃/s的升温速度升至800℃、0MPa压力的低温无压烧结,之后接着进行将温度和压力在20min的时间内分别匀速升至1450℃和40MPa压力的高温热压烧结,随后在设定的温度和压力下保温保压30min,保温阶段结束后,试样随炉冷却的同时卸载压力,当压力卸至0且温度冷却至室温时,将试样脱模取出;得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的Φ40mm×8mm钛铝金属间化合物。
本对比例S3中钛铝金属间化合物的合金组织极不均匀,存在高亮的Nb偏析区域。
本对比例S3中钛铝金属间化合物的组织结构为近片层时,致密度为96%,维氏硬度为361HV0.5,室温抗拉强度为350MPa,延伸率为0.1%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为403MPa,延伸率为0.89%。
对比例2
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉、Cr粉、Nb粉按照Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金的成分配比称量并装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末,均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化;其中:Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,Ti粉的粉末粒径为30μm,Al粉的粉末粒径为30μm,Cr粉的粉末粒径为10μm,Nb粉的粉末粒径为1μm;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入内径为40mm的石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;其中:石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,真空度为9×10- 3Pa;先进行20min内将温度升至620℃保温10min、随后以0.6℃/s的升温速度升至800℃、0MPa压力的低温无压烧结,之后接着进行将温度和压力在20min的时间内分别匀速升至1475℃和40MPa压力的高温热压烧结,随后在设定的温度和压力下保温保压30min,保温阶段结束后,试样随炉冷却的同时卸载压力,当压力卸至0且温度冷却至室温时,将试样脱模取出;得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的Φ40mm×8mm钛铝金属间化合物。
本对比例S3中钛铝金属间化合物的合金组织极不均匀,从50-200μm不等,此外,在片层团边界处可以观察到少量β相。
本对比例S3中钛铝金属间化合物的组织结构为全片层时,致密度为97%,维氏硬度为372HV0.5,室温抗拉强度为315MPa,延伸率为0.3%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为397MPa,延伸率为1.1%。
综合实施例1-2和对比例1可以看出,实施例1-2采用较小粒径的Nb粉进行烧结,较对比例1采用较大粒径的Nb粉而言,实施例1-2中烧结得到的合金组织均匀,无偏析现象存在,而对比例1中烧结得到的合金存在严重的Nb偏析现象。由此表明,本发明通过采用较小粒径的Nb粉,能够减小Nb原子的扩散路径,解决高熔点难熔金属烧结时存在的成分偏析问题。
综合实施例2和对比例2可以看出,对比例2采用比实施例2更高的烧结温度,对比例2中片层团大小变得极不均匀,且存在β相,合金力学性能恶化。由此表明,烧结温度要控制在合适的范围之内,控制合适的烧结温度可获得均匀细小的全片层组织。
实施例3
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉、Cr粉、Nb粉按照Ti-48Al-8Nb(at.%)合金的成分配比称量并装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末,均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化;其中:Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,Ti粉的粉末粒径为30μm,Al粉的粉末粒径为30μm,Nb粉的粉末粒径为1μm;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入内径为40mm的石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;其中:石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,真空度为9×10- 3Pa;先进行20min内将温度升至620℃保温10min、随后以0.6℃/s的升温速度升至800℃、0MPa压力的低温无压烧结,之后接着进行将温度和压力在20min的时间内分别匀速升至1425℃和40MPa压力的高温热压烧结,随后在设定的温度和压力下保温保压20-45min,保温阶段结束后,试样随炉冷却的同时卸载压力,当压力卸至0且温度冷却至室温时,将试样脱模取出;得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的Φ40mm×8mm钛铝金属间化合物。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的片层团尺寸为50-130μm,难熔元素在基体中扩散均匀,无偏析现象,且可获得全片层组织。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的组织结构为全片层时,致密度为99.9%,维氏硬度为320HV0.5,室温抗拉强度为485MPa,延伸率为0.2%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为421MPa,延伸率为0.8%。
实施例4
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉、Cr粉、Nb粉按照Ti-48Al-2Cr-2Nb-0.5C-0.5W(at.%)合金的成分配比称量并装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末,均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化;其中:Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,Ti粉的粉末粒径为30μm,Al粉的粉末粒径为100μm,C粉的粉末粒径为30nm,W粉的粉末粒径为30nm;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入内径为45mm的石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;其中:石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,真空度为5×10- 3Pa;先进行20min内将温度升至625℃保温15min、随后以0.6℃/s的升温速度升至800℃、0MPa压力的低温无压烧结,之后接着进行将温度和压力在20min的时间内分别匀速升至1455℃和45MPa压力的高温热压烧结,随后在设定的温度和压力下保温保压20-30min,保温阶段结束后,试样随炉冷却的同时卸载压力,当压力卸至0且温度冷却至室温时,将试样脱模取出;得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的Φ45mm×9mm钛铝金属间化合物。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的片层团尺寸为50-100μm,难熔元素在基体中扩散均匀,无偏析现象,且可获得近片层和全片层组织。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的组织结构为全片层时,致密度为100%,维氏硬度为413HV0.5,室温抗拉强度为501MPa,延伸率为0.45%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为530MPa,延伸率为1.2%。
实施例5
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉、Cr粉、Nb粉按照Ti-48Al-2Cr-2Nb-1B(at.%)合金的成分配比称量并装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末,均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化;其中:Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,Ti粉的粉末粒径为30μm,Al粉的粉末粒径为45μm,Cr粉的粉末粒径为10μm,Nb粉的粉末粒径为500nm,B粉的粉末粒径为200nm;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入内径为45mm的石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;其中:石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,真空度为5.5×10- 3Pa;先进行15min内将温度升至620℃保温15min、随后以0.4℃/s的升温速度升至800℃、0MPa压力的低温无压烧结,之后接着进行将温度和压力在20min的时间内分别匀速升至1460℃和50MPa压力的高温热压烧结,随后在设定的温度和压力下保温保压15-30min,保温阶段结束后,试样随炉冷却的同时卸载压力,当压力卸至0且温度冷却至室温时,将试样脱模取出;得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的Φ45mm×9mm钛铝金属间化合物。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的片层团尺寸为40-80μm,难熔元素在基体中扩散均匀,无偏析现象,且可获得近片层和全片层组织。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的组织结构为近片层时,致密度为99.9%,维氏硬度为382HV0.5,室温抗拉强度为497MPa,延伸率为0.55%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为513MPa,延伸率为1.5%。
实施例6
一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉、Cr粉、Nb粉按照Ti-48Al-8Nb-1B-1Mo(at.%)合金的成分配比称量并装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末,均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化;其中:Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,Ti粉的粉末粒径为30μm,Al粉的粉末粒径为75μm,Nb粉的粉末粒径为1μm,B粉的粉末粒径为100nm;Mo粉的粉末粒径为800nm;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入内径为50mm的石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;其中:石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,真空度为6×10-3Pa;先进行30min内将温度升至630℃保温30min、随后以0.5℃/s的升温速度升至800℃、0MPa压力的低温无压烧结,之后接着进行将温度和压力在30min的时间内分别匀速升至1430℃和45MPa压力的高温热压烧结,随后在设定的温度和压力下保温保压15-45min,保温阶段结束后,试样随炉冷却的同时卸载压力,当压力卸至0且温度冷却至室温时,将试样脱模取出;得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的Φ50mm×8mm钛铝金属间化合物。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的片层团尺寸为50-85μm,难熔元素在基体中扩散均匀,无偏析现象,且可获得近片层和全片层组织。
本实施例S3中钛铝金属间化合物的组织结构为全片层时,致密度为100%,维氏硬度为342HV0.5,室温抗拉强度为515MPa,延伸率为0.48%;钛铝金属间化合物能耐600-800℃高温,在800℃时,抗拉强度为446MPa,延伸率为1.2%。
上述方案,本发明提出了一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,可以克服现有技术中制备TiAl合金出现的低熔点金属液体从石墨模具缝隙处挤出,造成模具的损坏及目标合金的成分偏差的技术缺陷。
本发明采用低能球磨即可将粉末混合均匀,无需高能球磨使粉末机械合金化,可减少杂质的引入;之后的石墨模具和装填的混合粉末之间通过石墨纸进行分隔,热压工艺过程中不会带入其他杂质,制备完成后脱模便捷;合金化主要是在两步热压工艺中完成,合金元素扩散均匀,无偏析,能够形成近片层或全片层组织结构。
本发明采用元素粉末的方式易于进行成分调控,便于添加各种合金元素获得目标合金成分;其中:通过选择小尺寸的难熔元素粉末可获得无偏析的显微组织;且后续能够通过对元素粉末进行低温无压烧结及后续快速升温升压的高温热压烧结可获得致密且细小均匀的近片层及全片层组织,该合金具有良好的室/高温性能。
总之,本发明方法相对于其他传统方法,通过简单的两步热压工艺获得了近片层或全片层组织,该组织具有较好的室/高温性能,对TiAl合金的工程应用具有极其重要的意义;且工艺路线所涉及的各个工艺步骤路线均可在通用设备上完成,可重复性高,成本低、效率高,无需复杂的后续工艺如热等静压等,利于工业大规模生产和推广使用。
以上所述是本发明的优选实施方式,应当指出,对于本技术领域的普通技术人员来说,在不脱离本发明所述原理的前提下,还可以做出若干改进和润饰,这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,所述基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法如下步骤:
S1、混粉
将Ti粉、Al粉及其他元素粉末装入球磨罐中,进行真空低能球磨混粉,得到均匀混合的粉末;
S2、装模
将S1的均匀混合的粉末在高纯氩气保护的手套箱中取出并装入石墨模具中,经过振实,随后组装好石墨模具,得到装有原料粉末的石墨模具;
S3、两步烧结
将S2的装有原料粉末的石墨模具装入真空感应热压烧结炉中,先后进行低温无压烧结和随后的高温热压烧结,得到致密度高、晶粒细小、组织均匀、性能优异的钛铝金属间化合物。
2.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S1中Ti粉和Al粉及其他元素粉末为各种市售的纯元素粉末,其中Ti粉和Al粉的粉末粒径为30-200μm。
3.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S1中其他元素粉末为Nb粉、Cr粉、Mn粉、Mo粉、V粉、W粉、Y粉、Zr粉、Si粉、B粉、C粉、Ta粉、Hf粉中的一种或其中几种组成的混合元素粉末,且粉末粒径不超过30μm;其中:包括Nb粉、Mo粉的难熔粉末的粉末粒径不超过1μm。
4.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S1中Ti粉、Al粉的原子百分比为(0.8-1.3):1;其他元素粉末的原子百分比小于12%。
5.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S1中均匀混合的粉末为单质粉末,并未发生机械合金化。
6.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S2中石墨模具与粉末之间需要预先垫入石墨纸进行分隔。
7.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S3中低温无压烧结的烧结压力为0Pa,烧结温度为500-800℃,烧结时间为10-60min。
8.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S3中高温热压烧结是在低温无压烧结阶段结束后,需要快速升温升压至1400-1460℃,30-50MPa,并保温保压5-60min,随后卸压并随炉冷却。
9.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S3中低温无压烧结的升温速率为10-80℃/min,高温热压烧结的升温速率为20-35℃/min,升压速率为0.02-0.04MPa/s。
10.根据权利要求1所述的基于元素粉末感应热压烧结制备TiAl合金的方法,其特征在于,S3中钛铝金属间化合物的片层团尺寸小于150μm,包括Nb粉、Mo的难熔元素在基体中扩散均匀,无偏析现象,且可获得近片层和全片层组织。
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