TiAl合金

摘要： 目的研究圆柱包套经热等静压后内部不同位置粉末TiAl合金的组织与力学性能,为后续复杂结构包套热等静压整体成形工艺优化提供参考。方法将装填有Ti-47Al-2Cr-2Nb雾化粉末的不锈钢包套在1230/170 MPa/3°C.5 h条件下热等静压,利用扫描电子显微镜观察烧结后包套内不同区域的显微组织,利用显微硬度计测量相应区域的显微硬度,最后选取芯部与靠近边缘组织测量室温与750°C的拉伸性能。结果经扫描电镜观察,各区域组织均匀度为:芯部>径向边缘/下端盖>装粉口/边角处。其中,包套装粉口/边角区域组织存在球形γ相、PPBs以及大块α_(2)相,而芯部组织分布更均匀。经显微硬度测试,边角处与装粉口显微硬度最低,分别为275.38HV_(0.2)/10与280.23HV_(0.2)/10;芯部显微硬度最高,为309.47HV_(0.2)/10。芯部组织的室温、750°C拉伸性能均好于边缘组织。结论包套直角结构对组织均匀性影响较大,圆柱包套不同部位组织形貌差异明显,芯部区域拉伸性能与显微硬度都更好。

摘要： TiAl合金是一种优异的轻质耐高温结构材料,在航空、航天、汽车、兵器等热端部件制造领域具有广阔的应用和发展前景,但其较低的室温塑性、韧性和较差的冷/热加工性能,限制了其工程化的进程。为挖掘TiAl合金的应用潜力,国内外研究机构和企业从材料设计、组织性能调控到成形工艺等方面开展了卓有成效的研究。总结了近年来国内外在TiAl合金精密成形领域的研究进展,包括精密铸造、铸锭冶金、粉末冶金和增材制造技术,目前,TiAl合金精密铸造叶片和热加工叶片已成功应用到航空发动机上,粉末冶金成形和增材制造技术在复杂构件成形和板材成形上体现出独特优势,但仍需在低成本化和工艺稳定性上进一步提升。

摘要： TiAl合金以其低密度、高比强和良好的抗蠕变性等优点,已在航空发动机上获得应用。先进的β型γ-TiAl合金通过引入一定量的β/B2相,显著改善了合金的热加工能力,该类合金更适合热机械加工。对β型γ-TiAl合金热机械加工过程中的组织演化和变形行为形成完整的认识是制定和优化热加工工艺的前提。综述了β型γ-TiAl合金的不同初始组织在热机械加工过程中的组织演变及其动态再结晶机制,指出当热加工温度低于T_(γ,solv)时,组织演化主要与(α/α_(2)+γ)片层团的破碎有关;当热加工温度高于T_(γ,solv)时,主要与α相的动态再结晶有关,同时分析了β相的存在对(α/α_(2)+γ)片层团以及α相动态再结晶的影响,最后对β型γ-TiAl合金热变形过程中的基础问题进行了总结和展望。

摘要： 针对Al原子含量为45%的电弧沉积态TiAl合金,进行了基于热处理的组织与性能调控研究.结合Ti-Al二元相图分别制定了1080,1200,1270,1350°C4个加热温度,保温1 h后随炉冷却.结果表明,随着加热温度的升高,合金内偏析现象逐渐消失,晶界γ相减少,组织形态逐渐向全层片结构转变,且层片晶团尺寸逐渐增加.在1350°C下分别保温5,30 min和1 h,发现随着保温时间的延长,层片晶团逐渐粗化.基于单级热处理试验结果提出循环热处理工艺,将沉积态合金在900~1200°C之间多次循环“加热-短时保温-冷却”,获得了细小的层片晶团组织,合金硬度降低,抗压强度与压缩率均提高.

摘要： 采用自主设计制备的Zr-42.9Cu-21.4Ni非晶钎料对TiAl合金和316L不锈钢进行真空钎焊,研究钎焊温度和钎焊时间对TiAl合金/316L不锈钢异种金属接头微观组织和剪切性能的影响。结果表明:钎缝界面可以划分为6个不同的反应层。1040°C/10 min下制备的钎焊接头从TiAl合金到316L不锈钢侧界面组织依次为γ(TiAl)+AlCuTi/α_(2)(Ti_(3)Al)+AlCuTi/AlCu+ZrCuNi+FeZr/Cu_(8)Zr_(3)+ZrCuNi+TiFe+Fe_(2)Zr/FeZr+Fe_(2)Zr+TiFe_(2)+ZrCu/α-(Fe,Cr)。随着钎焊温度的升高,接头的抗剪强度先升高后降低。当钎焊温度为1040°C和钎焊时间25 min时,接头抗剪强度达到最大值162 MPa。断口分析表明,接头在FeZr+Fe_(2)Zr+TiFe_(2)+ZrCu界面处萌生,沿着Cu_(8)Zr_(3)+ZrCuNi+TiFe+Fe_(2)Zr和α-(Fe,Cr)扩展,呈解理断裂。

摘要： 针对新型多相Ti–43.5Al–6(Cr,Nb,Mo)–0.1B合金,采用热压缩试验方法和包套热挤压的方式对合金的高温变形行为和拉伸性能进行了研究。结果表明,在温度1100~1250°C、应变速率1~0.001s^(–1)下,压缩50%后,试样完整无裂纹,合金表现出优异的热变形能力。建立了真应变0.6时的耗散系数图,低耗散系数区(η0.55)主要分布在1160~1250°C、应变速率0.01~0.001s^(–1)工艺区间,高耗散系数区组织的再结晶体积分数较高,此区间为TCNM合金最优的热加工窗口。Tγ→0–80°C挤压+热处理后,获得了双态组织,其室温抗拉强度855MPa,伸长率为1.0%;Tγ→0–10°C挤压+900°C/6h/FC稳定化处理后,获得了层片取向沿挤压方向择优分布的近层片组织,合金的室温抗拉强度为1020MPa,伸长率为2.0%,800°C时抗拉强度为685MPa,表现出优异的强度和塑性匹配。

摘要： 采用分子动力学方法对Ti_(3)Al合金的形核机理进行了模拟研究,采用团簇类型指数法(CTIM),对凝固过程不同尺度的原子团簇结构进行了识别和表征,深入研究了临界晶核的形成和长大过程.结果表明,凝固过程体系包含了数万种不同类型的原子团簇结构,但其中22种团簇结构类型对结晶形核过程起关键性作用.在晶核的形成和长大过程,类二十面体(ICO)原子团簇、类BCC原子团簇和缺陷FCC及缺陷HCP原子团簇在3个特征温度点T_(1)(1110 K),T_(2)(1085 K)和T_(3)(1010 K)时达到数量上的饱和,并根据数量和空间分布随温度的变化,得到了它们在形核和长大过程相互竞争的关系.跟踪平行孪生晶粒形成和长大的过程发现,临界晶核是由FCC原子构成的单相结构,并未观察到亚稳BCC相优先形核的过程;平行孪生结构是由FCC单相晶核在沿密排面逐层生长过程中形成的.结果还表明,CTIM相比于其他微观结构表示方法,能更为准确地揭示凝固过程微观结构的转变特征.

摘要： TiAl合金具有密度低、比强度高和高温抗蠕变性能好等优点,在航空航天及汽车工业等领域的高温结构部件中具有广阔的应用前景。然而,抗高温氧化性不足的问题限制了其应用。SiO_(2)涂层结构致密,具有良好的化学稳定性和热稳定性,可有效改善TiAl合金的抗高温氧化性能,引起了研究人员的关注。然而,纯SiO_(2)涂层存在结构单一、涂层与TiAl基体热膨胀系数差异较大、在长期高温环境服役时界面易失稳等问题。为此,TiAl合金表面SiO_(2)复合涂层应运而生,主要包括在SiO_(2)涂层和基体之间引入其他中间层形成多道防护层,以及将SiO_(2)涂层作为中间层构筑复合涂层。简要介绍了TiAl合金的氧化行为和改善合金抗高温氧化性能的方法,综述了近年来国内外TiAl合金表面SiO_(2)防护涂层的研究进展,讨论了SiO_(2)涂层的制备方法和原理、高温氧化行为、氧化膜结构及其防护机理,并展望了未来SiO_(2)防护涂层的发展趋势。

摘要： 采用电子束选区熔化技术(selective electron beam melting,SEBM)制备Ti-47Al-2Cr-2Nb合金,并对成形试样进行不同工艺的热处理,研究了热处理温度和冷却方式对显微组织和显微硬度的影响.结果表明:SEBM成形的TiAl合金组织由粗大的γ板条和B2相组成.随着保温温度的增加,显微组织分别呈双态组织、细小的近片层组织和全片层组织,显微硬度分别为331HV_(0.5),365 HV_(0.5)和352 HV_(0.5);接着研究了冷却方式对SEBM成形TiAl合金试样组织的影响,淬火后的组织由块状的α相和B2相组成,空冷后的组织为具有细小片层间距的近片层组织构成,而炉冷后的组织由片层间距相对较宽的近片层组织构成,淬火后的组织显微硬度最高,为502 HV_(0.5).

摘要： 开展了界面反应对熔模铸造TiAl合金影响的研究。研究发现:试样表面有较明显的富氧污染层,Ti、Al元素在表面层稍有下降,其余元素未发生明显波动。Y_(2)O_(3)陶瓷型壳对TiAl合金液的污染主要是面层中的氧元素扩散至合金中引起的扩散型反应。生成的产物主要为TiO、Al_(2)O_(3)等。试样硬度范围在HV333.0~514.2之间,表层具有相对较高的硬度,污染层厚度约8~12μm。

摘要： 研究了B含量分别为0．2at％和1at％两种TiAl合金中TiB2相的生长机理,结果表明G2合金中少量TiB2相是由于成分起伏从液相中生成的初生块状TiB2相,大部分TiB2相是在凝固过程与β相共同耦合生长的次生带状、杆状TiB2相;G1合金中TiB2相是由共晶反应生成的次生带状TiB2相。G2合金全片层组织和网篮组织室温塑性均优于G1合金,网篮组织室温强度与G1合金相当,而全片层组织室温强度却不如G1合金。在760°C/100MPa/200h蠕变条件下G2合金全片层组织残余蠕变量和蠕变速率均低于G1合金。

摘要： 研究了B含量分别为0．2at％和1at％两种TiAl合金中TiB2相的生长机理,结果表明G2合金中少量TiB2相是由于成分起伏从液相中生成的初生块状TiB2相,大部分TiB2相是在凝固过程与β相共同耦合生长的次生带状、杆状TiB2相;G1合金中TiB2相是由共晶反应生成的次生带状TiB2相。G2合金全片层组织和网篮组织室温塑性均优于G1合金,网篮组织室温强度与G1合金相当,而全片层组织室温强度却不如G1合金。在760°C/100MPa/200h蠕变条件下G2合金全片层组织残余蠕变量和蠕变速率均低于G1合金。

摘要： 研究了B含量分别为0．2at％和1at％两种TiAl合金中TiB2相的生长机理,结果表明G2合金中少量TiB2相是由于成分起伏从液相中生成的初生块状TiB2相,大部分TiB2相是在凝固过程与β相共同耦合生长的次生带状、杆状TiB2相;G1合金中TiB2相是由共晶反应生成的次生带状TiB2相。G2合金全片层组织和网篮组织室温塑性均优于G1合金,网篮组织室温强度与G1合金相当,而全片层组织室温强度却不如G1合金。在760°C/100MPa/200h蠕变条件下G2合金全片层组织残余蠕变量和蠕变速率均低于G1合金。

摘要： 研究了B含量分别为0．2at％和1at％两种TiAl合金中TiB2相的生长机理,结果表明G2合金中少量TiB2相是由于成分起伏从液相中生成的初生块状TiB2相,大部分TiB2相是在凝固过程与β相共同耦合生长的次生带状、杆状TiB2相;G1合金中TiB2相是由共晶反应生成的次生带状TiB2相。G2合金全片层组织和网篮组织室温塑性均优于G1合金,网篮组织室温强度与G1合金相当,而全片层组织室温强度却不如G1合金。在760°C/100MPa/200h蠕变条件下G2合金全片层组织残余蠕变量和蠕变速率均低于G1合金。

摘要： 研究了B含量分别为0．2at％和1at％两种TiAl合金中TiB2相的生长机理,结果表明G2合金中少量TiB2相是由于成分起伏从液相中生成的初生块状TiB2相,大部分TiB2相是在凝固过程与β相共同耦合生长的次生带状、杆状TiB2相;G1合金中TiB2相是由共晶反应生成的次生带状TiB2相。G2合金全片层组织和网篮组织室温塑性均优于G1合金,网篮组织室温强度与G1合金相当,而全片层组织室温强度却不如G1合金。在760°C/100MPa/200h蠕变条件下G2合金全片层组织残余蠕变量和蠕变速率均低于G1合金。

摘要： 本文研究了不同时效热处理后挤压态γ-TiAl合金在高温期间显微组织的稳定性。结果表明：在1 330°C将Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金挤压得到近片层组织,将α单相区热处理后得到全片层组织,在700～1 000°C停留不同时间后进行时效处理,从平行挤压方向上观察,在全片层晶界处出现细小γ晶粒,随着时效时间的延长,γ晶粒增大,其体积分数增加；全片层晶粒晶界处的非连续界面处首先发生不连续粗化,最终转变为拉长的γ晶粒,然后层片晶团内部各片层之间的连续界面处发生连续粗化,具有小曲率的薄α2片层开始以逐步变薄的方式断开和溶解,γ片层得到粗化。

摘要： 本文研究了不同时效热处理后挤压态γ-TiAl合金在高温期间显微组织的稳定性。结果表明：在1 330°C将Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金挤压得到近片层组织,将α单相区热处理后得到全片层组织,在700～1 000°C停留不同时间后进行时效处理,从平行挤压方向上观察,在全片层晶界处出现细小γ晶粒,随着时效时间的延长,γ晶粒增大,其体积分数增加；全片层晶粒晶界处的非连续界面处首先发生不连续粗化,最终转变为拉长的γ晶粒,然后层片晶团内部各片层之间的连续界面处发生连续粗化,具有小曲率的薄α2片层开始以逐步变薄的方式断开和溶解,γ片层得到粗化。

摘要： 本文研究了不同时效热处理后挤压态γ-TiAl合金在高温期间显微组织的稳定性。结果表明：在1 330°C将Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金挤压得到近片层组织,将α单相区热处理后得到全片层组织,在700～1 000°C停留不同时间后进行时效处理,从平行挤压方向上观察,在全片层晶界处出现细小γ晶粒,随着时效时间的延长,γ晶粒增大,其体积分数增加；全片层晶粒晶界处的非连续界面处首先发生不连续粗化,最终转变为拉长的γ晶粒,然后层片晶团内部各片层之间的连续界面处发生连续粗化,具有小曲率的薄α2片层开始以逐步变薄的方式断开和溶解,γ片层得到粗化。

摘要： 本文研究了不同时效热处理后挤压态γ-TiAl合金在高温期间显微组织的稳定性。结果表明：在1 330°C将Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金挤压得到近片层组织,将α单相区热处理后得到全片层组织,在700～1 000°C停留不同时间后进行时效处理,从平行挤压方向上观察,在全片层晶界处出现细小γ晶粒,随着时效时间的延长,γ晶粒增大,其体积分数增加；全片层晶粒晶界处的非连续界面处首先发生不连续粗化,最终转变为拉长的γ晶粒,然后层片晶团内部各片层之间的连续界面处发生连续粗化,具有小曲率的薄α2片层开始以逐步变薄的方式断开和溶解,γ片层得到粗化。

摘要： 本文采用Gleeble-1500热压缩模拟试验机进行压缩实验,在变形温度为1100～1250°C、应变速率为10-2～1 s-1的范围内,研究Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的高温变形行为,并基于动态材料模型,建立Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的加工图。结果表明：Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的高温变形流变应力对温度及应变速率敏感：流变应力随应变速率的增大而增大,随温度的升高而减小；动态再结晶是导致流变软化及稳态流变的主要原因；Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的安全热加工区域为温度1200～1230°C,应变速率10-2～10-1s-1。

摘要： 一种利用固态相变制备定向TiAl基合金的装置及其制备方法，它涉及一种制备定向TiAl基合金的装置及其制备方法。本发明为了解决现有定向TiAl基合金制备过程中，试样表层易发生侧向散热，及工艺复杂的问题。本发明的液态Ga‑In合金和热处理试棒位于真空室内的下部，调速器安在热处理试棒的底端，测温仪的导线端伸入真空室内并位于有效热处理区，感应线圈套装在热处理试棒的上部外侧。真空室内，将热处理试样置于感应线圈内；调节感应线圈与Ga‑In合金液面的距离；感应线圈加热；抽真空并通氩气；对测量试样加热；当温度达到该TiAl基合金的β单相区温度范围内时，停止加热并保温；对TiAl基合金试棒进行定向热处理；冷却后，通入空气，取件。本发明用于制备定向TiAl基合金。

摘要： 一种TiAl合金制叶轮(2)的制造方法，包括：坯料准备工序，准备TiAl合金制叶轮的坯料(1)，且是具有轴部(10)和多个叶片(20)，并设定为各叶片(20)的外侧缘部(21)的厚度比TiAl合金制叶轮(2)的各叶片的外侧缘部(21)的厚度(t2)大的坯料(1)；和追加加工工序，对坯料(1)的各叶片(20)实施追加加工。在追加加工工序中，以使各叶片(20)的外侧缘部(21)变薄的方式，对各叶片(20)中的至少包含外侧缘部(21)的部位的一个表面或者双方的表面实施追加加工。

摘要： 本发明提供了一种用于TiAl基合金的Sn‑xAl烧结剂及制备方法、TiAl基合金的制备方法及制品。该用于TiAl基合金的Sn‑xAl烧结剂包括以下原料：单质Sn粉和Al粉；所述单质Sn粉和Al粉的质量比为90～95：5～10；所述的Sn‑xAl烧结剂对于TiAl基体的润湿角小于20°。本发明中以Al诱导界面润湿的Sn基合金形成Sn‑xAl烧结剂，能够改善Sn对TiAl基体的润湿性，从而促进TiAl基合金粉末的烧结致密化。

摘要： 一种beta-gamma TiAl预合金粉末制备TiAl合金板材的方法，它涉及一种制备TiAl合金板材的方法。本发明的目的是要解决现有方法存在制备的TiAl合金板材的宏观偏析、枝晶偏析、化学成分不均匀，制备的TiAl合金板材性能差和制备困难的问题。方法：原材料准备，热等静压，包套，高温包套轧制，去除包套。本发明采用热等静压再进行高温包套轧制的方法制备TiAl合金板材，使用的beta-gamma TiAl合金在加工温度下引入大量的无序体心立方beta相，可改善TiAl合金的热加工性、利于后期的TiAl合金轧制成形，可更容易地制备出全致密的大尺寸TiAl合金板材。本发明适用于制备TiAl合金板材。

摘要： 本发明涉及一种利用含Fe废铝合金和废SCR催化剂制备TiAl3合金和低Fe铝合金的方法，属于固废资源化利用技术领域。本发明将废SCR催化剂、含Fe废铝合金和造渣剂混合均匀，再置于惰性气氛、温度不低于1873K条件下还原熔炼，经渣金分离后得到Ti‑Al合金和废渣，将Ti‑Al合金在惰性气氛或真空条件下加热至熔融状态得到Ti‑Al合金熔体，Ti‑Al合金熔体经定向凝固相分离和提纯得到钛铝合金铸锭，将钛铝合金铸锭沿TiAl3合金、Fe‑Mn杂质富集相、低Fe铝合金和杂质富集相的分界线切割得到TiAl3合金和低Fe铝合金。本发明可实现同时回收废SCR催化剂和含Fe废铝合金，并将其制备成TiAl3合金和低Fe铝合金。

摘要： 一种TiAl合金制叶轮(2)的制造方法，包括：坯料准备工序，准备TiAl合金制叶轮的坯料(1)，且是具有轴部(10)和多个叶片(20)，并设定为各叶片(20)的外侧缘部(21)的厚度比TiAl合金制叶轮(2)的各叶片的外侧缘部(21)的厚度(t2)大的坯料(1)；和追加加工工序，对坯料(1)的各叶片(20)实施追加加工。在追加加工工序中，以使各叶片(20)的外侧缘部(21)变薄的方式，对各叶片(20)中的至少包含外侧缘部(21)的部位的一个表面或者双方的表面实施追加加工。

摘要： 本发明提供了一种用于TiAl基合金的Sn‑xAl烧结剂及制备方法、TiAl基合金的制备方法及制品。该用于TiAl基合金的Sn‑xAl烧结剂包括以下原料：单质Sn粉和Al粉；所述单质Sn粉和Al粉的质量比为90～95：5～10；所述的Sn‑xAl烧结剂对于TiAl基体的润湿角小于20°。本发明中以Al诱导界面润湿的Sn基合金形成Sn‑xAl烧结剂，能够改善Sn对TiAl基体的润湿性，从而促进TiAl基合金粉末的烧结致密化。

摘要： 热锻用TiAl合金材料(10)包括由TiAl合金形成的基材(12)和形成于基材(12)的表面、主要成分由Al形成且含有Ti的Al层(14)。

摘要： 本发明属于合金制备技术领域，尤其涉及一种用于高活性TiAl基合金的复合冷坩埚定向凝固方法及其制备的TiAl基合金构件。具体步骤为：将金属原料按原子比熔炼制成合金母锭；根据构件形状要求制备铸型；将切割后的合金母锭固定于铸型内并放入电磁冷坩埚腔体内，铸型下端浸入液态金属冷却液；将定向凝固装置抽真空后返充氩气；利用电磁感应将合金母锭加热至熔化后在一定温度下以一定速度向下抽拉铸型，当抽拉距离达到要求时，停止抽拉和加热，降温后即得定向凝固合金构件。本发明在满足合金构件形状要求的同时，能够降低铸型与高活性合金熔体的反应，减少铸型的污染；改善合金构件的显微组织，显著提升TiAl基合金构件的力学性能。

摘要： 一种beta-gamma？TiAl预合金粉末制备TiAl合金板材的方法，它涉及一种制备TiAl合金板材的方法。本发明的目的是要解决现有方法存在制备的TiAl合金板材的宏观偏析、枝晶偏析、化学成分不均匀，制备的TiAl合金板材性能差和制备困难的问题。方法：原材料准备，热等静压，包套，高温包套轧制，去除包套。本发明采用热等静压再进行高温包套轧制的方法制备TiAl合金板材，使用的beta-gamma？TiAl合金在加工温度下引入大量的无序体心立方beta相，可改善TiAl合金的热加工性、利于后期的TiAl合金轧制成形，可更容易地制备出全致密的大尺寸TiAl合金板材。本发明适用于制备TiAl合金板材。