CN105886982B - β型γ‑TiAl基合金获得细小全片层组织的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种β型γ‑TiAl基合金获得细小全片层组织的方法，该方法包括：一、将β型γ‑TiAl基合金置于热处理炉中保温热处理，炉冷至1030℃～1070℃后取出空冷至室温；二、将空冷至室温的β型γ‑TiAl基合金置于热处理炉中保温热处理，直接取出风冷至室温；三、按照二的方法将风冷至室温的β型γ‑TiAl基合金重复保温热处理和风冷3～5次，然后再置于热处理炉中保温热处理，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ‑TiAl基合金。本发明采用高温循环热处理获得细小均匀的全片层组织，解决了普通热处理难以得到细小的全层片组织而导致合金的塑性较低等缺点，同时优化组织提高合金性能。
Description
技术领域
本发明属于金属材料热处理技术领域，具体涉及一种β型γ-TiAl基合金获得细小全片层组织的方法。
背景技术
TiAl金属间化合物因具有高比强度、比模量，良好的抗氧化性、抗蠕变性及优良的高温强度、刚度及低密度等，成为一类很有发展前景的高温结构材料。与传统高温合金的固溶强化、弥散强化、细晶强化等强化机理不同，TiAl合金的高温强度源于其原子本身的长程有序排列和特殊的结合键。但是该结构的存在使TiAl合金的室温塑性和断裂韧性较低，而这也成为限制其应用的主要因素。
TiAl基合金根据成分及相组成大致可以分成4种不同的类型：(1)传统TiAl合金(conventional TiAl alloys)；(2)高铌-TiAl(high Nb containing TiAl alloys)；(3)Beta相凝固TiAl合金(其中包括Beta gamma合金)；(4)块状转变TiAl合金(massivetransformed TiAl alloys)。其中新型β型γ-TiAl基合金是TiAl基发展的重要方向之一。该合金具有细小均匀的铸态组织，优良的高温变形能力和机加工能力，逐渐引起各国研究者的兴趣。例如日本、美国和奥地利等国先后发展了β型γ-TiAl合金，并利用传统的锻造设备，结合后续机加工，生产出TiAl合金板材和各类高质量的汽车发动机零部件。新型的β型TiAl基合金汽车部件的成功研制及在测试中的优良表现，使得人们有理由相信，通过适当的合金化以及采用合适的加工手段，β型TiAl基合金将在未来的高科技产品中得到充分的利用。
众所周知，和普通γ-TiAl基合金一样，β型TiAl基合金也存在着严重的室温塑性、低的断裂韧性、材料的难加工性以及拉伸和压缩性能行为存在较大差异的一些问题。然而获得良好的综合力学性能的关键途径是获得细小均匀的全片层组织，为获得这类组织，国内过的科研工作者做了大量研究，主要集中在添加微量元素如Nb，W，B等以获得微细晶粒，并保持片层状组织的技术方面；或者利用热处理细化铸态的片层组织以及热挤压获得细晶组织等等。然而通过上述技术所获得的细小全片层晶团的平均晶粒尺寸还在100毫米以上，这远远不能满足工业需求。而在(α+γ)两相区，对挤压态合金组织进行单一热处理获得的全片层组织的片层晶团平均尺寸约为200～300毫米，很难获得细小的全片层晶团组织。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于针对上述现有技术的不足，提供一种β型γ-TiAl基合金获得细小全片层组织的方法。该方法采用高温循环热处理获得细小均匀的全片层组织，解决了普通热处理难以得到细小的全层片组织而导致合金的塑性较低等缺点，同时优化组织提高合金性能，极大地减小了片层晶团尺寸，提高了合金的室温塑性，为合金的实际应用提供理论基础。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种β型γ-TiAl基合金获得细小全片层组织的方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤一、将β型γ-TiAl基合金置于热处理炉中，在(T1-10)℃～(T1+10)℃下保温热处理15min～30min，炉冷至1030℃～1070℃后取出空冷至室温，其中T1为β型γ-TiAl基合金的相变温度，单位为℃；
步骤二、将步骤一中空冷至室温的β型γ-TiAl基合金置于热处理炉中，在(T2-10)℃～(T2+10)℃下保温热处理10min～20min，直接取出风冷至室温，其中T2为β型γ-TiAl基合金的共析点温度，单位为℃；
步骤三、按照步骤二的方法将步骤二中风冷至室温的β型γ-TiAl基合金重复保温热处理和风冷3～5次，然后再置于热处理炉中，在T1～(T1+10)℃下保温热处理10min～30min，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金。
上述的β型γ-TiAl基合金获得细小全片层组织的方法，其特征在于，步骤一中所述β型γ-TiAl基合金为加工态β型γ-TiAl基合金。
上述的β型γ-TiAl基合金获得细小全片层组织的方法，其特征在于，步骤一中保温热处理的温度为(T1-5)℃～(T1+5)℃。
上述的β型γ-TiAl基合金获得细小全片层组织的方法，其特征在于，步骤二中保温热处理的温度为(T2-5)℃～(T2+5)℃。
上述的β型γ-TiAl基合金获得细小全片层组织的方法，其特征在于，步骤三中在T1～(T1+5)℃下保温热处理10min～30min。
本发明与现有技术相比具有以下优点：
1、本发明采用高温循环热处理获得细小均匀的全片层组织，解决了普通热处理难以得到细小的全层片组织而导致合金的塑性较低等缺点，同时优化组织提高合金性能，极大地减小了片层晶团尺寸，提高了合金的室温塑性，为合金的实际应用提供理论基础。
2、采用本发明的方法获得的片层晶团组织分布均匀、晶粒尺寸细小，合金塑性高，热处理工艺可操作性高。
下面结合附图和实施例，对本发明的技术方案做进一步的详细描述。
说明书附图
图1为本发明实施例1得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的金相组织照片。
图2为本发明实施例1的β型γ-TiAl基合金试样未经热处理前的原始金相组织照片。
图3为对比例1-1热处理后的β型γ-TiAl基合金试样的金相组织照片。
图4为对比例1-2热处理后的β型γ-TiAl基合金试样的金相组织照片。
图5为本发明实施例2得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的金相组织照片。
图6为对比例2热处理后的β型γ-TiAl基合金试样的金相组织照片。
图7为本发明实施例3得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的金相组织照片。
图8为本发明实施例4得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的金相组织照片。
图9为本发明实施例4的β型γ-TiAl基合金试样未经热处理前的原始金相组织照片。
具体实施方式
实施例1
本实施例所用β型γ-TiAl基合金的化学成分组成按照原子百分比计为：Al 45％，Ta 3.0％，W 0.2％，Cr 2％，余量为Ti，β型γ-TiAl基合金的相变温度T1为1283℃，共析点温度T2为1190℃；采用真空自耗三次熔炼工艺熔炼制备铸锭，然后对铸锭进行挤压加工，得到加工态的β型γ-TiAl基合金棒材，沿棒材横截面的1/2半径处切割出8mm×8mm×8mm的试样，对该试样进行如下处理：
步骤一、将β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1288℃下保温热处理20min，炉冷至1070℃后取出合金试样空冷至室温；
步骤二、将步骤一中空冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1195℃下保温热处理15min，直接取出风冷至室温；
步骤三、按照步骤二的方法将步骤二中风冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样重复保温热处理和风冷5次，然后再置于热处理炉中，在1288℃下保温热处理30min，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金。
对比例1-1
按照实施例1的方法制备β型γ-TiAl基合金试样，对β型γ-TiAl基合金试样在1288℃下保温热处理30min后取出空冷至室温。
对比例1-2
本对比例的方法与实施例1相同，其中不同之处在于：步骤一中在1288℃下保温热处理20min，炉冷至1000℃后取出合金试样空冷至室温。
图1为实施例1得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的金相组织照片。图2为实施例1的β型γ-TiAl基合金试样未经热处理前的原始金相组织照片。图3为对比例1-1热处理后的β型γ-TiAl基合金试样的金相组织照片。图4为对比例1-2热处理后的β型γ-TiAl基合金试样的金相组织照片。
对比图1、图2、图3和图4可以明显看出，采用实施例1的方法对加工态的β型γ-TiAl基合金试样进行热处理，能够获得细小的全片层组织，片层晶团平均晶粒尺寸约为45微米。对比图1和图4可以明显看出，第一阶段热处理后的炉冷温度对片层晶团的再结晶长大有很大影响。
实施例2
采用与实施例1相同的加工态的β型γ-TiAl基合金棒材，沿棒材横截面的1/2半径处切割出10mm×10mm×10mm的试样，对该试样进行如下处理：
步骤一、将β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1283℃下保温热处理30min，炉冷至1030℃后取出合金试样空冷至室温；
步骤二、将步骤一中空冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1190℃下保温热处理20min，直接取出风冷至室温；
步骤三、按照步骤二的方法将步骤二中风冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样重复保温热处理和风冷3次，然后再置于热处理炉中，在1285℃下保温热处理15min，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金。
对比例2
本对比例的方法与实施例2相同，其中不同之处在于：步骤一中在1283℃下保温热处理15min，炉冷至1100℃后取出合金试样空冷至室温。
图5为实施例2得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的金相组织照片，从图中可以明显看出，采用本实施例的方法对加工态的β型γ-TiAl基合金试样进行热处理，能够获得细小的全片层组织，片层晶团平均晶粒尺寸约为55微米。图6为对比例2热处理后的β型γ-TiAl基合金试样的金相组织照片。对比图5和图6可以明显看出，第一阶段热处理后的炉冷温度对片层晶团的再结晶长大有很大影响。
实施例3
采用与实施例1相同的加工态的β型γ-TiAl基合金棒材，沿棒材横截面的1/2半径处切割出15mm×15mm×15mm的试样，对该试样进行如下处理：
步骤一、将β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1278℃下保温热处理30min，炉冷至1030℃后取出合金试样空冷至室温；
步骤二、将步骤一中空冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1185℃下保温热处理20min，直接取出风冷至室温；
步骤三、按照步骤二的方法将步骤二中风冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样重复保温热处理和风冷3次，然后再置于热处理炉中，在1283℃下保温热处理10min，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金。
图7为本实施例得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的金相组织照片，从图中可以明显看出，采用本实施例的方法对加工态的β型γ-TiAl基合金试样进行热处理，能够获得细小的全片层组织，片层晶团平均晶粒尺寸约为50微米。
实施例4
本实施例所用β型γ-TiAl基合金的化学成分组成按照原子百分比计为：Al45.5％，Nb 2.0％，W 0.3％，C 0.1％，余量为Ti，β型γ-TiAl基合金的相变温度T1为1290℃，共析点温度T2为1185℃；采用真空自耗三次熔炼工艺熔炼制备铸锭，然后对铸锭进行轧制加工，得到加工态的β型γ-TiAl基合金板材，沿板材轧制方向切割出8mm×8mm×4mm的试样，对该试样进行如下处理：
步骤一、将β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1300℃下保温热处理10min，炉冷至1050℃后取出合金试样空冷至室温；
步骤二、将步骤一中空冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1195℃下保温热处理15min，直接取出风冷至室温；
步骤三、按照步骤二的方法将步骤二中风冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样重复保温热处理和风冷5次，然后再置于热处理炉中，在1290℃下保温热处理30min，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金。
图8为本实施例得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的板材的金相组织照片，图9为本实施例的β型γ-TiAl基合金试样未经热处理前的原始金相组织照片。从图8和图9中可以明显看出，采用本实施例的方法对加工态的β型γ-TiAl基合金试样进行热处理，能够获得细小的片层组织。
实施例5
采用与实施例4相同的加工态的β型γ-TiAl基合金板材，沿轧制方向切割出10mm×10mm×4mm的试样，对该试样进行如下处理：
步骤一、将β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1290℃下保温热处理10min，炉冷至1050℃后取出合金试样空冷至室温；
步骤二、将步骤一中空冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1185℃下保温热处理10min，直接取出风冷至室温；
步骤三、按照步骤二的方法将步骤二中风冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样重复保温热处理和风冷5次，然后再置于热处理炉中，在1290℃下保温热处理18min，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金。
实施例6
采用与实施例4相同的加工态的β型γ-TiAl基合金板材，沿轧制方向切割出12mm×12mm×4mm的试样，对该试样进行如下处理：
步骤一、将β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1280℃下保温热处理15min，炉冷至1070℃后取出合金试样空冷至室温；
步骤二、将步骤一中空冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样置于热处理炉中，在1175℃下保温热处理10min，直接取出风冷至室温；
步骤三、按照步骤二的方法将步骤二中风冷至室温的β型γ-TiAl基合金试样重复保温热处理和风冷5次，然后再置于热处理炉中，在1300℃下保温热处理20min，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金。
对实施例1中加工态的β型γ-TiAl基合金棒材和实施例1至实施例3得到的具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金的室温拉伸性能进行检测，结果见下表。
表1室温拉伸性能检测结果
从表1中可以看出，采用本发明的方法进行高温循环热处理，能够提高合金的室温塑性。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例，并非对本发明做任何限制，凡是根据发明技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、变更以及等效结构变化，均仍属于本发明技术方案的保护范围内。
Claims (1)
1.一种β型γ-TiAl基合金获得细小全片层组织的方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤一、将β型γ-TiAl基合金置于热处理炉中，在(T1-5)℃～(T1+5)℃下保温热处理15min～30min，炉冷至1030℃～1070℃后取出空冷至室温，其中T1为β型γ-TiAl基合金的相变温度，单位为℃；所述β型γ-TiAl基合金为加工态β型γ-TiAl基合金；
步骤二、将步骤一中空冷至室温的β型γ-TiAl基合金置于热处理炉中，在(T2-5)℃～(T2+5)℃下保温热处理10min～20min，直接取出风冷至室温，其中T2为β型γ-TiAl基合金的共析点温度，单位为℃；
步骤三、按照步骤二的方法将步骤二中风冷至室温的β型γ-TiAl基合金重复保温热处理和风冷3～5次，然后再置于热处理炉中，在T1～(T1+5)℃下保温热处理10min～30min，取出后空冷至室温，得到具有细小全片层组织的β型γ-TiAl基合金。
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| JPS63293148A (ja) * | 1987-05-26 | 1988-11-30 | Nippon Steel Corp | 高強度、良延性を有する準β型チタン合金の製造方法 |
| CN105220096B (zh) * | 2015-11-04 | 2017-03-08 | 哈尔滨工业大学 | 一种改善传统铸造γ‑TiAl合金力学性能的多步循环热处理方法 |
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2016
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