CN103757578B - 一种γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于γ-TiAl合金金属间化合物领域，具体为一种γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法。该方法的技术特点为：a.γ-TiAl合金在α+γ两相区热变形以得到α2相具有强烈单一变形织构的变形组织；b.变形组织中α2相晶粒细小均匀；c.变形组织在α单相区固溶处理一定时间；d.γ-TiAl合金可不含或含微量B元素；e.γ-TiAl合金组织可不含β相。本发明可以有效地解决γ-TiAl合金部件室温塑性低的问题，降低变形部件制造工艺难度和生产成本，降低现有γ-TiAl合金细小全片层组织制造工艺对力学性能的不利影响。
Description
技术领域
本发明属于γ-TiAl合金金属间化合物领域，具体为一种γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法。
背景技术
γ-TiAl合金具有低密度、高比强度、高比模量、良好的阻燃性和抗氧化性等特点，在航空航天发动机低压涡轮叶片和高压压气机叶片、汽车增压涡轮和排气阀等高温结构部件有着广泛的应用前景，其中安全可靠性要求更高的关键结构部件，需采用热变形以消除铸造组织中的缩松缩孔缺陷和组织性能不均匀。变形γ-TiAl合金通过热处理可得到四种典型组织，其中全片层组织具有优异的室温断裂韧性和高温力学性能，但较差的室温塑性制约了其实际应用。
已有研究结果表明，细小全片层组织的变形γ-TiAl合金具有可观的室温塑性和断裂韧性，这为该合金的工程化应用提供了基础。现有细小全片层组织的制备方法及其优缺点如下：
（1）α单相区热变形。该方法通过α单相区变形直接得到细小全片层组织，不需后续α单相区固溶热处理。但其加工温度高，对设备工艺要求苛刻，生产成本高，并且所得组织的高温蠕变持久性能较差。
（2）引入β相。该方法可在温度较低的α+γ两相区变形，而后在α+β两相区固溶热处理，通过晶界β相晶粒抑制α晶粒长大而得到细小全片层组织。其对工艺设备要求较低，但晶界β相晶粒最后转变为细小γ晶粒而导致全片层组织高温蠕变持久性能较差。
（3）引入硼化物。该方法可在温度较低的α+γ两相区变形，而后在α单相区固溶热处理，通过细小硼化物抑制晶粒长大。其对工艺设备要求较低，但较高的B含量导致晶粒内γ片层粗化而降低材料的强度。
发明内容
本发明的目的在于提供一种γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，该方法可以有效地解决γ-TiAl合金部件室温塑性低的问题，降低变形部件制造工艺难度和生产成本，降低甚至避免现有γ-TiAl合金细小全片层组织制造工艺对力学性能的不利影响。
为达到上述目的，本发明的技术方案为：
一种γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，该方法首先对γ-TiAl合金进行α+γ两相区热变形，最终变形组织中α2相具有强烈的单一变形织构，并且α2相晶粒细小均匀；最后对变形组织进行限定时间的α单相区固溶处理，具体步骤如下：
（1）γ-TiAl合金在α+γ两相区变形，最终变形组织中α2相具有强烈的单一变形织构；
（2）变形组织中α2相晶粒细小均匀，其形貌为等轴晶粒或全片层晶粒；
（3）变形组织在α单相区固溶处理，固溶时间不超过高温α相织构有效抑制α晶粒长大的临界时间，最终得到细小全片层组织。
所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，γ-TiAl合金经历一次或两次以上的变形，最终变形组织中α2相具有强烈的单一变形织构。
所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，γ-TiAl合金中，含微量元素B或不含微量元素B，该元素原子百分比含量为0～0.15%。
所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，γ-TiAl合金组织含β相或不含β相，相应Al元素原子百分比含量为43～48%，Nb元素原子百分比含量为2～8%。
所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，按原子百分比计，γ-TiAl合金的成分为：Al43～48%；B0～0.15%；Nb2～8%；Cr1.5～3%；Ti余量。
所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，步骤（1）中，γ-TiAl合金在α+γ两相区、Tα-100～Tα-40℃温度范围内变形，变形量为60%及以上，以得到α2相具有强烈单一变形织构的组织；Tα为α相转变温度，其大小随Al含量变化而变化，Al原子百分比含量为47%时，Tα为1340℃。
所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，变形组织α2相晶粒尺寸范围为0.5～6.0μm，α2相变形织构的相对随机强度范围为10～18。
所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，步骤（3）中，变形组织在α单相区固溶处理，固溶时间不超过织构有效抑制α晶粒长大的临界时间，其中温度为Tα+5℃时，固溶时间不超过40min，获得平均晶粒尺寸范围为120～150μm的细小均匀全片层组织；Tα代表为α相转变温度，其大小随Al含量变化而变化，Al原子百分比含量为47%时，Tα为1340℃。
所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，全片层组织具有优异的力学性能：室温屈服强度为520～600MPa；室温延伸率为2.5～3.5%；室温断裂韧性25～35MPa·m0.5；800℃持久强度300～350MPa。
本发明的设计思想是：
在α单相固溶处理中，γ-TiAl合金变形组织中α2相转变为同为密排六方的无序α相，同时α相发生再结晶并吞并周边γ晶粒而形成α单相组织。若初始变形组织中α2相具有强烈的单一变形织构，则固溶α单相组织中相邻α相晶粒间为小角晶界，其迁移率和界面能低，从而α相晶粒长大缓慢，即织构可有效抑制α晶粒长大。本发明就是利用这一现象，通过α+γ两相区热变形得到α2相具有强烈单一变形织构的组织，而后对变形组织进行一定时间的α单相区固溶处理，固溶时间在织构有效抑制α晶粒长大的临界时间内，最终得到细小全片层组织。该方法发明了一种新的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，避免了现有γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法对组织力学性能的不利影响。因此，本发明中γ-TiAl合金可不含或含微量B元素，其原子百分比含量为0～0.15%。同时，本发明中γ-TiAl合金可不引入β相，相应Al元素原子百分比含量为43～48%，Nb元素原子百分比含量为2～8%。
强烈单一的织构可有效抑制α相晶粒长大而得到细小全片层组织，但其他取向α相晶粒尺寸超过一定范围时，其将迅速长大而形成粗大全片层组织，因此γ-TiAl合金变形组织中α2相须具有强烈的单一变形织构，不存在或仅存在尺寸细小的其他取向α2相晶粒尺寸。γ-TiAl合金热变形温度低于α相转变温度Tα，为Tα-100～Tα-40℃，变形量为60%以上。选择这个温度区间是因为：温度低于Tα-100℃时，铸锭变形不完全而残余粗大片层晶粒，并且变形难度增大易产生热裂纹；变形温度高于Tα-40℃时，变形组织形成尺寸较大的相变片层晶粒，且对工艺设备的要求苛刻。二者均存在尺寸较大的其他取向α2相晶粒，从而易在后续α单相区固溶处理中形成粗大片层晶粒。而选择较大的变形量是因为，变形量越大，相应织构越单一，强度越大。
α单相区固溶处理中，其他取向α相晶粒被吞并或缓慢长大，当该晶粒尺寸达到一定值，其将迅速长大而发生晶粒异常长大。因此，变形组织在α单相区固溶时间应保证织构可有效抑制α晶粒长大且其他取向α晶粒不发生异常长大，固溶温度为Tα+5℃时，其一般为5～40分钟。当固溶时间超过临界时间时，持续缓慢长大的其他取向α相晶粒尺寸达到临界值并最终迅速长大而形成粗大片层晶粒，相应组织力学性能下降；但固溶时间过短时，α晶粒未完全吞并晶界γ晶粒而最终形成近片层组织，相应组织力学性能下降。
试验证明，不含或含微量B元素的γ-TiAl合金在α+γ两相区Tα-100～Tα-40℃温度范围变形均可得到α2相具有强烈单一变形织构的变形组织，且组织中α2相晶粒细小均匀，该变形组织在α单相区固溶处理一定时间时，α晶粒长大缓慢，得到的全片层组织晶粒细小均匀，力学性能优异。
本发明的优点及有益效果是：
1、本发明采用α+γ两相区变形可有效降低对工艺设备的要求，降低生产成本，并获得力学性能优异的细小全片层组织。
2、本发明利用变形组织中α2相强烈的单一变形织构抑制α单相固溶处理中的α晶粒长大而得到细小全片层组织，降低了甚至避免了已有细小全片层组织制备工艺对全片层组织力学性能的不利影响，如B元素对全片层组织强度的不利影响，最终得到力学性能优异的γ-TiAl合金细小全片层组织。
附图说明
图1为γ-TiAl合金细小全片层组织制备的工艺过程。
图2为Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金（原子百分比）Tα-40℃变形组织（a）及其α2相极图（b）。（a）图中，彩色晶粒为α2相晶粒，灰色晶粒为γ相晶粒。
图3为Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金（原子百分比）Tα-40℃变形组织在Tα+5℃固溶处理不同时间得到的全片层组织。(a)图固溶处理5min；(b)图固溶处理20min；(c)图固溶处理40min；(d)图固溶处理60min。
具体实施方式
如图1所示，γ-TiAl合金细小全片层组织制备的工艺过程如下：①制备γ-TiAl合金；②γ-TiAl合金在α+γ两相区、Tα-100～Tα-40℃温度范围内变形以得到α2相具有强烈单一变形织构的组织，且α2相晶粒细小均匀；③变形组织在α单相区固溶处理，固溶时间不超过织构有效抑制α晶粒长大的临界时间，在Tα+5℃保温5～40min，获得细小均匀全片层组织。
本发明中，Tα代表为α相转变温度，其大小随Al含量变化而变化，在Al原子百分比含量为47%时，Tα为1340℃。按原子百分比计，γ-TiAl合金的成分为：Al43～48%；B0～0.15%；Nb2～8%；Cr1.5～3%；Ti余量。变形组织中α2相晶粒尺寸范围为0.5～6.0μm，α2相变形织构强度范围为10～18（相对随机强度）。最终全片层组织平均晶粒尺寸范围为120～150μm，相应力学性能为：屈服强度为520～600MPa；延伸率为2.5～3.5%；断裂韧性25～35MPa·m0.5；800℃持久强度300～350MPa。
本发明γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，首先制备Ti-47Al-2Cr-2Nb和Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金(原子百分比)。其次对上述成分γ-TiAl合金进行α+γ两相区变形，得到α2相具有强烈单一变形织构的变形组织，且α2相晶粒细小均匀；最后对变形组织进行限定时间的α单相区固溶处理。其特征在于γ-TiAl合金变形组织中α2相具有强烈的单一变形织构，且α2相晶粒细小均匀；变形组织在α单相区固溶处理一定时间，固溶时间不超过织构有效抑制α晶粒长大的临界时间。α2相具有强烈单一变形织构且晶粒尺寸细小的组织可通过α+γ两相区变形得到，变形温度范围为Tα-100～Tα-40℃，变形量为70%，其中Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金(原子百分比)Tα-40℃变形组织及其组织中α2相织构如图2所示。α单相区固溶时间限定在高温α相织构有效抑制α晶粒长大的临界时间范围内，固溶温度为Tα+5℃时，其值为5～40min。
上述成分γ-TiAl合金在Tα-40℃或Tα-100℃变形得到α2相晶粒尺寸和织构强度不同的变形组织，然后分别在Tα+5℃固溶处理不同时间。以上试样除固溶时间不同外，后续热处理工艺实施例和对比例均相同。
以上工艺制备的γ-TiAl合金全片层组织晶粒尺寸及其力学性能如表1和表2所示，图3给出了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金(原子百分比)Tα-40℃变形组织在Tα+5℃固溶不同时间得到的典型全片层组织。
表1为γ-TiAl合金全片层组织制备实施例和对比例的组织特征
表2为γ-TiAl合金全片层组织制备实施例和对比例的力学性能
表中，--符号表示未测试该项性能。
实施例结果表明，本发明的技术特点为：a.γ-TiAl合金在α+γ两相区热变形以得到α2相具有强烈单一变形织构的变形组织；b.变形组织中α2相晶粒细小均匀；c.变形组织在α单相区固溶处理一定时间；d.γ-TiAl合金可不含或含微量B元素；e.γ-TiAl合金组织可不含β相。最终，可得到力学性能优异的γ-TiAl合金细小全片层组织。
Claims (6)
1.一种γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，该方法首先对γ-TiAl合金进行α+γ两相区热变形，最终变形组织中α2相具有强烈的单一变形织构，并且α2相晶粒细小均匀；最后对变形组织进行限定时间的α单相区固溶处理，具体步骤如下：
（1）γ-TiAl合金在α+γ两相区变形，最终变形组织中α2相具有强烈的单一变形织构；
（2）变形组织中α2相晶粒细小均匀，其形貌为等轴晶粒或全片层晶粒；
（3）变形组织在α单相区固溶处理，固溶时间不超过高温α相织构有效抑制α晶粒长大的临界时间，最终得到细小全片层组织；
步骤（1）中，γ-TiAl合金在α+γ两相区、Tα-100～Tα-40℃温度范围内变形，变形量为60%及以上，以得到α2相具有强烈单一变形织构的组织；Tα为α相转变温度，其大小随Al含量变化而变化，Al原子百分比含量为47%时，Tα为1340℃；
变形组织α2相晶粒尺寸范围为0.5～6.0μm，α2相变形织构的相对随机强度范围为10～18；
步骤（3）中，变形组织在α单相区固溶处理，固溶时间不超过织构有效抑制α晶粒长大的临界时间，其中温度为Tα+5℃时，固溶时间不超过40min，获得平均晶粒尺寸范围为120～150μm的细小均匀全片层组织；Tα代表为α相转变温度，其大小随Al含量变化而变化，Al原子百分比含量为47%时，Tα为1340℃。
2.根据权利要求1所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，γ-TiAl合金经历一次或两次以上的变形，最终变形组织中α2相具有强烈的单一变形织构。
3.根据权利要求1所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，γ-TiAl合金中，含微量元素B或不含微量元素B，该元素原子百分比含量为0～0.15%。
4.根据权利要求1所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，γ-TiAl合金组织含β相或不含β相，相应Al元素原子百分比含量为43～48%，Nb元素原子百分比含量为2～8%。
5.根据权利要求1所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，按原子百分比计，γ-TiAl合金的成分为：Al43～48%；B0～0.15%；Nb2～8%；Cr1.5～3%；Ti余量。
6.根据权利要求1所述的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，全片层组织具有优异的力学性能：室温屈服强度为520～600MPa；室温延伸率为2.5～3.5%；室温断裂韧性25～35MPa·m0.5；800℃持久强度300～350MPa。
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