CN101100731A - 一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺，该热处理工艺适用于Al含量45at％～51at％的TiAl基合金的片层间距细化、或者Al含量42at％～46at％、铌含量5at％～10at％的高铌TiAl基合金的片层间距细化。本发明的热处理工艺针对经过浇铸或凝壳成型的全片层TiAl基合金铸锭，首先进行均匀化和热等静压处理，然后在α+γ双相区进行循环时效处理，通过控制加热速度、冷却速度、保温温度、保温时间等相应参数，可有效控制并细化TiAl基合金组织的片层间距，同时保持TiAl基合金的宏观片层形态。

Description

一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺

技术领域

本发明涉及一种合金的热处理工艺，具体地说，是指关于TiAl基合金片层间距细化的热处理工艺，细化后的合金片层组织具有良好的均匀性和稳定性。

背景技术

TiAl基合金是一种新型的高温结构材料，具有高熔点、低密度、高弹性模量以及较好的高温强度、阻燃能力、抗氧化性等优点，是一种很具应用前景的新型轻质高温结构材料，被认为是极具竞争潜力的下一代航空发动机用结构材料之一。其优越性主要体现在以下三个方面：第一，TiAl基合金具有高的比强度。作为结构材料，TiAl基合金具有较高的弹性模量，比目前应用的结构材料高约50％，而其密度只有3.7～3.9g/cm³，同镍基高温合金相比，TiAl基合金的密度低于镍基高温合金密度(7.9～9.5g/cm³)的一半，这对于航空发动机部件来说，其优越性是不言而喻的；第二，TiAl基合金的蠕变温度极限为750℃～950℃，抗氧化温度极限为800℃～950℃，接近镍基高温合金的蠕变温度极限800℃～1090℃和抗氧化温度极限870℃～1090℃，因此TiAl基合金有潜力替代密度大的镍基高温合金而作为一些部件的材料；第三，TiAl基合金具有很好的阻燃性能，与镍基高温合金相当，可以替代价格昂贵的阻燃性钛基合金部件。然而，TiAl基合金较低的室温塑性、高温强度及断裂韧性严重阻碍了其进入实用化的进程。

针对TiAl基合金室温塑性差的问题，从目前的现状来看，室温塑性差的原因主要有：(一)TiAl基合金中原子排列的有序性和原子间的共价键结合特性；(二)微观变形方式较少和变形机制复杂；(三)显微组织粗大和界面结合强度低等。为此，通过合金化、改变材料制备和成型工艺、改变材料热加工和热处理工艺等方法来提高其室温塑性。研究结果表明，TiAl基合金的显微组织显著影响着其室温力学性能，细小、均匀的显微组织可以使合金在保持较高的高温力学性能的同时，获得较高的室温力学性能。通过热处理或热机械处理可以有效地改变TiAl基合金铸锭的组织状态，使其显微组织得到有效的细化。已报道的热处理方法主要有淬火/回火热处理、循环热处理、双温热处理等，这些工艺的主要出发点是获取晶粒尺度均匀、细小的显微组织，侧重于晶粒尺度的细化，而针对其内部的片层间距问题，一般是通过热处理获得细晶的中间相变组织(一般为双态组织或近γ组织)之后，再次加热到α单相区固溶温度T_α以上进行处理，通过控制冷却速度来控制片层间距的大小。然而，针对最具应用价值的全片层TiAl基合金而言，不管其晶粒尺度的大小、是否进行过热处理，要通过固溶/冷却的方式控制其片层间距，会存在以下两点问题：第一，固溶处理过程中不可避免会出现晶粒的长大现象，不易控制，在α单相区，晶粒尺度与保温时间满足D＝ktⁿ(k表示与热处理温度和合金成分相关的常数，n表示晶粒长大因子)关系；第二，冷却速度太快会有羽毛状组织、魏氏体组织出现，影响组织稳定性。

在实际操作中，不论是在TiAl基合金的制备还是在热加工、热处理过程中，都不可避免面临片层间距粗大的问题，不利于TiAl基合金组织与性能的优化。对于TiAl基合金，其片层间距与合金强度满足Hall-Petch关系，而且在晶粒尺度较小时，片层间距的细化对合金性能的影响愈加明显，即细化片层间距可有效提高TiAl基合金的室温塑性、室温及高温强度，同时可提高合金的断裂韧性、降低裂纹扩展速率。所以，针对全片层TiAl基合金，在不破坏宏观片层组织形态、保持其组织优越性的同时，探索细化片层间距的热处理制度具有很大的现实意义和应用价值。

发明内容

为了解决TiAl基合金室温塑性和断裂韧性差、强度低等问题，本发明提出一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺。上要是通过一种在TiAl基合金的α+γ双相区进行的循环时效处理，有效细化了其片层间距，从而提高了TiAl基合金的室温塑性和断裂韧性，并改善了其室温及高温强度。本发明是一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺，该热处理工艺包括预处理和循环时效处理两部分，所述的循环时效处理是在α+γ双相区进行的，具体工艺步骤为：

第一步：将经预处理后的TiAl基合金加热至α+γ双相区的第一温度区1200±20℃，保温2～5min；

第二步：以加热速度v_h将经第一步骤处理后的TiAl基合金加热至第二温度区1300±20℃，保温15～30min；

所述加热速度v_h＝1.0×10^-3～2.0×10^-1℃/s；

第三步：以冷却速度v_c将经第二步骤处理后的TiAl基合金降温至第一温度区1200±20℃，并保温2～5min；

所述冷却速度v_c＝1.0×10^-3～9.0×10^-1℃/s；

第四步：重复第二步骤和第三步骤2～6次，然后随炉冷却至室温、取出，得到片层间距细化的TiAl基合金。

在本发明中，所述预处理包括有均匀化和热等静压处理，均匀化处理的温度为800℃～1100℃，保温时间为12～48h；热等静压处理的温度为1200～1300℃，压强为170～220MPa，保温时间为3～5h。

在本发明中，TiAl基合金片层间距经细化处理后，其室温塑性得到明显提高，可达2.5％～3.0％，比未经片层细化的TiAl基合金提高约20％～30％；同时，片层细化后的TiAl基合金的高温强度及断裂韧性得到明显改善，比未经片层细化的TiAl基合金提高约10％～25％。另一方面，本工艺不仅适用于Al含量45at％～51at％的TiAl基合金，而且还适用于Al含量42at％～46at％、铌含量5at％～10at％的高铌TiAl基合金；不仅适用于熔炼成型的铸态TiAl基合金，而且适用于经过热处理后的具有粗大片层间距的普通TiAl基合金和高铌TiAl基合金。由于该工艺简单，操作方便，间距细化效果明显且易于实现，因此本发明具有较大的应用价值。

附图说明

图1为双相区“加热-保温-冷却”过程中的组织转变示意图。

图2A为预处理后的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金片层组织形貌。

图2B、2C、2D为升温速度分别为3.33×10^-2℃/s、6.67×10^-2℃/s、1.33×10^-1℃/s对应的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的片层组织形貌。

图3为细化处理后Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的室温拉伸性能对比曲线。

图4为Ti-Al二元相图。

具体实施方式

下面将结合附图和实施例对本发明做进一步的详细说明。

本发明是一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺，是对经浇铸或凝壳成型的TiAl基合金铸锭进行的，该热处理工艺包括预处理和循环时效处理两部分。

其中，预处理包括有均匀化和热等静压处理，均匀化处理的温度为800℃～1100℃，保温时间为12～48h；热等静压的处理温度为1200～1300℃，压强为170～220MPa，保温时间为3～5h。

其中，循环时效处理是在α+γ双相区进行的，具体实施步骤有：

第一步：将经预处理后的TiAl基合金加热至α+γ双相区的第一温度区1200±20℃，保温2～5min；

第二步：以加热速度v_h将经第一步骤处理后的TiAl基合金升温至第二温度区1300±20℃，保温15～30min；

所述加热速度v_h＝1.0×10^-3～2.0×10^-1℃/s；

第三步：以冷却速度v_c将经第二步骤处理后的TiAl基合金降温至第一温度区1200±20℃，并保温2～5min；

所述冷却速度v_c＝1.0×10^-3～9.0×10^-1℃/s；

第四步：重复第二步骤和第三步骤2～6次，然后随炉冷却至室温、取出，得到片层间距细化的TiAl基合金。

经上述处理后，TiAl基合金的片层间距得到了有效细化，同时可保持较好的组织均匀性和稳定性。其中，关键的α+γ双相区循环时效处理采用真空热处理炉，循环处理的时间较短，一般经过2～6次循环处理，其片层间距就可有效细化，而处理时间仅为3～6h。

本发明提供的这种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺，主要是通过控制加热速度、冷却速度、保温温度、保温时间等相应参数，来有效细化TiAl基合金的片层间距。均匀化处理是为了消除铸造过程中的枝晶偏析、成分偏析及内应力等问题，改善组织的均匀性和稳定性；热等静压是为了消除气孔、缩松等铸造缺陷。概括来说，均匀化和热等静压处理是铸态TiAl基合金的预处理，是后续处理的前提，对于热处理后的TiAl基合金的只需要进行热等静压处理。α+γ双相区循环时效处理是本发明的核心，其关键是通过控制加热速度以控制加热过程中γ→α转变的形核率，在层片结构内部(一般为γ/γ界面处)生成一定数量的α晶核，而在加热和保温过程中新生的α晶粒会发生长大现象，它以板条形态通过台阶生长机制平行于层片结构中的初始α板条生长。加热过程中α相的形核率越大则形成的α晶粒越多，保温之后形成的二次α相板条就越多；同时，在冷却过程中通过α→γ转变，粗大的α相板条中会分解出二次γ相板条。这样，通过循环处理可以有效控制并细化TiAl基合金的片层间距。

在本发明中，α+γ双相区“加热-保温-冷却”过程中的组织转变示意如图1所示。根据Ti-Al二元相图(参见图4所示)可知，针对各种成分的TiAl基合金，在α+γ双相区进行循环处理时，随温度的降低，会发生α→γ转变，而在升温过程中发生反向的γ→α转变。由于加热过程是一个动态非平衡过程，显然会存在过热的问题，在本发明中，动态加热过程中过热度关系式为ΔT＝T-T_e＝T_i+v_ht-T_e，式中，T表示动态加热温度，其最大值位于α+γ双相区的第二温度区1300±20℃；T_e表示共析转变温度；T_i表示在α+γ双相区循环时效处理的初始温度，位于α+γ双相区的第一温度区1200±20℃；v_h表示加热速度；t表示加热时间。

从过热度关系式可以看出，加热速度v_h越大，过热度ΔT就越大，由过热产生的自由能就越多，而加热过程中的γ→α转变驱动力主要来源于过热自由能，这样随加热速度的增加，转变过程中α相的形核率就越大。同时，在加热过程中α晶核以板条形态扩展长大，但由于γ→α转变为原子扩散机制，α相板条的长大需要一定的反应时间，故加热速度v_h增加，实际反应时间就减少，α相板条的长大现象就越不明显，但细小的α晶粒及较短的二次不连续α相板条的数量相应增多，这为在保温过程中α相板条的扩展长大提供了有利位置。

在α+γ双相区的第二温度区保温过程中，细小的α晶粒及二次不连续α相板条会继续通过台阶生长机制扩展生长，此时的相变驱动力主要来源于化学自由能，保温时间的选择主要是保证有足够时间在促使二次α相板条的长大同时防止片层结构的粗化分解。

对于等轴的γ块状晶粒，当其发生分解时，α相会在其{111}γ四个惯析面上析出，而在本研究中，所有的二次α相板条都平行于初始α板条(或γ相板条)，这说明在片层结构内部中发生γ→α转变时，α相的形核生长具有一定的择优取向。

在α+γ双相区降温过程中会发生α→γ转变，由于α相只有一个密排面(0001)面，故在冷却过程中，α晶粒会通过其唯一的密排面转变成一个位向的γ晶粒。在片层结构中，新生的γ相也以板条的形态平行于初始α相板条析出。

另一方面，由于TiAl基合金的层片结构具有低能半共格界面(0001)_α2//{111}_γ，具有强烈的组织稳定性，双相区循环处理过程中短时保温不会使晶团内部的层片发生粗化，同时，由于在双相区不停地进行“加热-保温-冷却”循环处理，在片层团界面析出的少量α或γ晶粒会在随后的循环处理中通过相转变再次转变为细小的片层结构，不影响TiAl基合金的宏观片层形态。

实施例1对经过浇铸成型的具有全片层形态的TiAl基合金(Ti-47Al-2Cr-2Nb)铸锭进行片层细化处理，具体的工艺步骤为：

第一步：将Ti-47Al-2Cr-2Nb合金进行900℃/48h均匀化处理，然后进行热等静压处理，其处理规范为1280℃/175MPa/4h。

第二步：将经第一步处理后的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金放入真空热处理炉进行α+γ双相区循环时效处理。具体步骤为：

(A)以加热速度8.33×10^-2℃/s将Ti-47Al-2Cr-2Nb合金升温至α+γ双相区第一温度区的1180℃，并保温5min；

(B)以加热速度v_h＝3.33×10^-2℃/s将经(A)步骤处理的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金升温至α+γ双相区第二温度区的1280℃，保温15min；

(C)以冷却速度v_c＝1.67×10^-2℃/s降温至第一温度区的1180℃，并保温5min；

(D)重复(B)步和(C)步3次，经循环处理后随炉冷却至室温、取出，制得片层间距细化的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金。

采用上述相同步骤，相同冷却速度v_c＝1.67×10^-2℃/s，不同加热速度v_h对Ti-47Al-2Cr-2Nb合金进行片层间距细化热处理，加热速度v_h分别为6.67×10^-2℃/s和1.33×10^-1℃/s。

采用扫描电子显微镜(SEM)对片层间距进行定量分析，测得预处理后的片层组织，片层间距为5.70μm(图2A所示)；加热速度v_h＝3.33×10^-2℃/s处理后的组织，片层间距为3.89μm(图2B所示)；加热速度v_h＝6.67×10^-2℃/s处理后的组织，片层间距为3.37μm(图2C所示)；加热速度v_h＝1.33×10^-1℃/s处理后的组织，片层间距为1.98μm(图2D所示)。

采用MTS880材料力学性能试验机对Ti-47Al-2Cr-2Nb合金进行室温拉伸性能测试，如图3所示，图中可以看出，片层间距细化处理后，Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的室温塑性可以稳定达到2.5％～3.0％，同时其室温强度得到明显提高。

通过对Ti-47Al-2Cr-2Nb合金片层间距的细化处理可以看出，在其他条件不变的条件下，通过改变α+γ双相区循环时效处理的加热速度可有效控制合金的片层间距，即随加热速度v_h的增加，TiAl基合金片层间距明显细化，细化处理后合金的室温塑性、断裂韧性、强度等得到明显改善。

实施例2对经过真空自耗凝壳成型的TiAl基合金(Ti-45Al-8.5Nb-0.1C)铸锭进行片层细化处理，具体的工艺步骤为：

第一步：将Ti-45Al-8.5Nb-0.1C合金进行1050℃/12h均匀化处理，然后进行热等静压处理，其处理规范为1250℃/200MPa/3h。

第二步：将经第一步处理后的Ti-45Al-8.5Nb-0.1C合金放入真空热处理炉进行α+γ双相区循环时效处理。具体步骤为：

(A)以加热速度8.33×10^-2℃/s将Ti-45Al-8.5Nb-0.1C合金升温至α+γ双相区第一温度区的1200℃，并保温3min；

(B)以加热速度v_h＝5.00×10^-2℃/s将经(A)步骤处理的Ti-45Al-8.5Nb-0.1C合金升温至第二温度区的1300℃，保温20min；

(C)以冷却速度v_c＝2.00×10^-2℃/s降温至第一温度区的1200℃，并保温3min；

(D)重复(B)步和(C)步3次，经循环处理后随炉冷却至室温、取出，制得片层间距细化的Ti-45Al-8.5Nb-0.1C合金。

采用上述相同步骤，相同加热速度v_h＝5.00×10^-2℃/s，不同冷却速度v_c对Ti-45Al-8.5Nb-0.1C合金进行片层间距细化热处理，冷却速度v_c分别为6.00×10^-2℃/s和1.20×10^-1℃/s。

采用扫描电子显微镜(SEM)对片层间距进行定量分析，测得预处理后的片层组织的片层间距为1.95μm，冷却速度v_c＝2.00×10^-2℃/s、6.00×10^-2℃/s和1.20×10^-1℃/s处理后对应的片层间距分别为1.50μm、0.93μm、0.37μm。

通过对Ti-45Al-8.5Nb-0.1C合金片层间距的细化处理可以看出，在其他条件不变的条件下，通过改变α+γ双相区循环时效处理的冷却速度可有效控制合金的片层间距，即随冷却速度v_c的增加，TiAl基合金片层间距明显细化。

在本发明中的加热速度v_h＝1.0×10^-3～2.0×10^-1℃/s，冷却速度v_c＝1.0×10^-3～9.0×10^-1℃/s条件下，经细化处理后的TiAl基合金的片层间距为0.2～5.0μm。

Claims (5)

1、一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺，该热处理工艺包括预处理和循环时效处理两部分，其特征在于所述的循环时效处理是在α+γ双相区进行的，具体工艺步骤为：

第一步：将经预处理后的TiAl基合金加热至α+γ双相区的第一温度区1200±20℃，保温2～5min；

第二步：以加热速度v_h将经第一步骤处理后的TiAl基合金加热至第二温度区1300±20℃，保温15～30min；

所述加热速度v_h＝1.0×10^-3～2.0×10^-1℃/s；

第三步：以冷却速度v_c将经第二步骤处理后的TiAl基合金降温至第一温度区1200±20℃，并保温2～5min；

所述冷却速度v_c＝1.0×10^-3～9.0×10^-1℃/s；

第四步：重复第二步骤和第三步骤2～6次，然后随炉冷却至室温、取出，得到片层间距细化的TiAl基合金。

2、根据权利要求1所述的TiAl基合金片层间距细化的热处理工艺，其特征在于：所述预处理包括有均匀化和热等静压处理，均匀化处理的温度为800℃～1100℃，保温时间为12～48h；热等静压处理的温度为1200～1300℃，压强为170～220MPa，保温时间为3～5h。

3、根据权利要求1所述的一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺，其特征在于：该工艺适用于Al含量为45at％～51at％的TiAl基合金，或者Al含量为42at％～46at％、铌含量为5at％～10at％的高铌TiAl基合金。

4、根据权利要求1所述的一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺，其特征在于：片层间距细化的TiAl基合金的室温塑性为2.5％～3.0％。

5、根据权利要求1所述的一种细化TiAl基合金片层间距的热处理工艺，其特征在于：在加热速度v_h＝1.0×10^-3～2.0×10^-1℃/s，冷却速度v_c＝1.0×10^-3～9.0×10^-1℃/s条件下的片层间距细化的TiAl基合金的间距为0.2～5.0μm。

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