CN109628867B - 获得过包晶铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法 - Google Patents

Abstract

一种获得过包晶铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法，通过热等静压处理、组织调控热处理和稳定化热处理，得到过包晶铸造TiAl合金近片层组织。本发明通过对热处理过程中保温温度、保温时间、加热及冷却速度的控制，实现了对具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金组织的控制，并获得特定的近片层组织，克服了现有技术中存在的片层结构溶解退化失去了原有的各向异性、避免了淬火导致的应力及裂纹产生所造成的不良影响和生产周期长的不足。

Description

获得过包晶铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法

技术领域

本发明涉及金属热处理技术领域，具体是一种通过热等静压处理与多步保温冷却处理获得具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法。

背景技术

TiAl合金以其高比强度、高抗氧化能力等优异性能备受重视，在高温结构材料领域具有良好的应用前景。TiAl合金是位于高温钛合金服役温度上限与高温合金服役温度下限能够起到减重作用的唯一候选的结构材料。

Y-W.Kim于1992年在《ActaMetallurgicaetMaterialia》期刊第40卷发表的文献《MicrostructuralEvolutionandMechanicalPropertiesofAForgedGammaTitaniumlAuminide Alloy》报道了TiAl合金中四种典型的，形貌完全不同的显微组织，分别是：近γ组织、双态组织、近片层组织与全片层组织。国防工业出版社于2001年出版的《金属间化合物结构材料》一书中对这四种典型的显微组织进行了如下描述：全片层组织完全由粗大片层团构成，近片层组织由较大片层团与少量分布于片层团间的细小等轴γ晶粒构成，双态组织由体积分数大致相等的较小的片层团与较小的等轴γ晶粒构成，近γ组织近乎完全由等轴γ晶粒构成，四者的区别主要在于γ晶粒的体积分数不同。在上述Y-W.Kim的工作中，这四种组织分别是在对TiAl合金进行1400℃、1335℃、1290℃和1210℃热处理后得到的，热处理温度数十摄氏度的差距会从根本上改变TiAl合金的显微组织。

《LamellarTransformationinNear-γTiAlAlloys-QuantitativeAnalysisofKineticsandMic rostructure》(M.Charpentier等《MaterialsScienceandEngineering:A》期刊2018年第491卷)报道了TiAl合金片层结构与热处理保温之后的冷却速度的关系，指出随冷却速率的上升，片层结构平均片层间距变细。由此可见，TiAl合金热处理后显微组织的形貌与尺寸十分敏感于热处理温度及保温之后的冷却速率。

众所周知，合金的机械性能与其显微组织密切相关。H.Clemens等在《AdvancedEngineeringMaterials》期刊2013第15卷发表的文献《Design,Processing,Microstructure,Properties,andApplicationsofAdvancedIntermetallicTi AlAlloys》以及Y-W.Kim在《Intermetallcs》期刊1998年第6卷发表的《StrengthandDuctilityinTiAlAlloys》与1995年在《MaterialsScienceandEngineering:A》第192-193卷发表的《EffectsofMicrostructureonTheDeformationandFractureofγ-TiAlAlloys》两篇文献指出，对于TiAl合金，近γ组织不具备工程应用价值，双态组织具有最好的室温塑性，但断裂韧性与蠕变强度较差，全片层组织的断裂韧性与蠕变强度良好，但室温塑性最差，而近片层组织表现为最具有为良好均衡的室温与高温力学性能。片层团的尺寸对TiAl合金力学性能的影响如下：尺寸较小的片层团有助于提高TiAl合金的塑形及其加工性能，而尺寸较大的片层团有助于提高TiAl合金的高温蠕变强度，具有200μm左右的中等尺寸的片层团的组织具有较为良好的综合力学性能。片层结构平均片层间距对TiAl合金力学性能的影响如下：片层结构平均片层间距越细，TiAl合金的强度和蠕变性能越好。因此，通过对TiAl合金进行热处理的方法获得具有特定形貌和尺寸的显微组织的TiAl合金可以使相应的机械性能得到改善。

目前，唯一获得商业应用的铸造TiAl合金是在公开号为US4879092中公开的“TitaniumAluminumAlloysModifiedbyChromiumandNiobiumandMethodofPreparation”发明创造中要求的Ti-4822合金，其原子百分比成分为Ti-48Al-2Cr-2Nb，应用于GEnx航空发动机低压涡轮叶片，其显微组织为典型的铸造双态组织，是经过经美国专利局公布的公开号为US5634992A公开的名称为“MethodforHeatTreatingGammaTitaniumAluminideAlloys”及公开号为US6231699B1公开的名称为“HeatTreatmentofGammaTitaniumAluminideAlloys”的两个发明创造中要求的热处理方法处理之后获得的。Y-W.Kim等人于2018年在《TheJournalofTheMinerals,Metals&MaterialsSociety》期刊第70卷发表的文献《AdvancesinGammalloyMaterials–Processes–ApplicationTechnology:Successes,Dilemma s,andFuture》报道了这种铸造双态组织，如图1所示。可以发现，经过上述专利报道的具体过程为1095℃、5h保温+1185℃、4h热等静压+1205℃、2h保温并控制冷却的三步热处理之后，铸造Ti-4822合金组织中通过片层团的溶解退化产生了大量的γ晶粒，其片层结构失去了原有的各向异性。这种热处理得到了铸造双态组织，使铸造Ti-4822合金具有较好的延伸率形和稳定性，但降低了其蠕变性能与使用温度，限制了铸造Ti-4822合金在更高温度范围的应用。热处理方法是调控铸造TiAl合金显微组织、改善其合金机械性能的重要方法。通过精确控制的热处理调控获得具有中等尺寸的片层团以及部分细小的γ相颗粒的近片层组织，可获得综合力学性能最为优良的铸造TiAl合金。

针对铸造TiAl合金，其热处理调控组织方法有：中国专利局公布的公开号为CN105220096A公开的名称为“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”的发明创造中的采用多步长时间循环热处理工艺：该方法通过热处理过程中TiAl合金α₂/γ相的球化与等轴化，促进粗大的层片组织转变为细小的等轴状组织，但这种方法需要经过至少不同温度十余炉次的热处理，需要在900℃～1200℃进行至少160个小时的保温与热处理循环，生产周期长，步骤繁琐，大幅度增加了生产成本与生产时间；中国专利局公布的公开号为CN109704530A公开的名称为“一种细化TiAl合金全片层团尺寸的热处理方法”的发明创造中的两步热处理工艺：该方法通过对TiAl合金进行1400℃附近的淬火和1250℃附近的回火热处理，获得了细小的全片层组织，但这种方法受合金淬透性影响较大，且极易在合金内部产生淬火应力与开裂等现象，无法应用于尺寸较大的铸件或复杂铸件。

T.Novoselova于2003年在《Intermetallics》期刊第11卷发表的文献《ExperimentalStudyofTheEffectsofHeatTreatmentonMicrostructureandGrainsizeofaGammaTiAlAlloy》报道的通过控制冷却速度的热处理方法：该方法通过在1450℃短时间保温后控制TiAl合金冷却速度，在较快的冷却速度下获得细小的片层团，虽然此方法热处理工艺相对简单，但由于其保温温度过高，只能得到片层团尺寸不同的全片层组织，缺乏完整的组织形貌调控手段与方法。

根据中国专利局公布的公开号为CN104328311A公开的名称为“具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金”的发明创造中的描述可知，具有过包晶凝固特征的TiAl合金的抗热裂性好，组织致密，偏析少，性能良好，适合于制造TiAl合金铸锭与铸件。

综上所述，本发明创造希望开发出一种能够获得具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金特定的近片层组织的热处理方法。上述特定的近片层组织指：组织由中等尺寸的片层团及基体上弥散分布的细小球粒状γ晶粒构成，其中片层团尺寸在100μm～300μm，γ晶粒尺寸在15μm～40μm，γ晶粒所占体积分数在10％～20％，其中片层结构的片层间距较细，平均片层间距小于200nm。目前，针对具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金，还未有通过热处理调控，获得具有上述特点的近片层组织的公开报道，也未有相应的专利公布。

发明内容

为克服现有技术中存在的片层结构溶解退化失去了原有的各向异性、避免了淬火导致的应力及裂纹产生所造成的不良影响和生产周期长的不足，本发明提出了一种获得过包晶铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法。

本发明的具体步骤为：

步骤1，热等静压处理。

所述热等静压处理的压力为150MPa～200MPa，温度为1200℃～1280℃，保温保压2h～8h。

步骤2，组织调控热处理。将步骤1获得的经过热等静压处理的铸造TiAl合金放入箱式处理炉中进行组织调控热处理，具体过程为：

以5℃/min～20℃/min的升温速率使箱式处理炉由室温升至温度为1380℃～1420℃后，进行第一次保温，保温时间为0min～10min。保温结束后，使所述箱式处理炉以5℃/min～50℃/min的降温速率降温至1360℃～1310℃后，进行第二次保温，保温时间为2h～8h。第二次保温结束后，以5℃/min～50℃/min的降温速率使该箱式处理炉降温至800℃；关闭箱式处理炉，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温；得到经过组织调控热处理的铸造TiAl合金。

步骤3，稳定化热处理。

所述稳定化热处理的具体过程为：以5℃/min～20℃/min的升温速率使箱式热处理炉由室温升至温度为750℃～850℃后，在750℃～850℃下保温2h～8h；保温结束后，关闭箱式处理炉，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温，得到具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织。

所述的铸造TiAl合金的元素原子百分比含量为：Ti-(47.8～49)Al-(4～6)(Nb,Cr)-X，具有过包晶凝固的特征。所述X元素包括Fe、C、N、O、B元素，X元素总含量不超过0.5at.％。

铸造TiAl合金经过本发明的具体步骤描述的热处理后可以得到特定的近片层组织，对特定的近片层组织的具体描述如下：组织由中等尺寸的片层团及基体上弥散分布的细小球粒状γ晶粒构成，其中片层团尺寸在100μm～300μm，γ晶粒尺寸在15μm～40μm，γ晶粒所占体积分数在10％～20％，其中片层结构的片层间距较细，平均片层间距小于200nm。

本发明中，铸造TiAl合金中，除X元素以外的主要元素原子百分比含量为Ti-(47.8～49)Al-(4～6)(Nb,Cr)，是为了使铸造TiAl合金具有过包晶凝固的特征，从而获得抗热裂性好，组织致密，偏析少，性能良好的优点，同时避免塑性差。根据中国专利局公布的公开号为CN104328311A公开的名称为“具有过包晶凝固特征的抗热裂型中铌铸造TiAl合金”的发明创造中的描述可知，具有过包晶凝固特征的TiAl合金的抗热裂性好，组织致密，偏析少，性能良好。铸造TiAl合金是否具有过包晶凝固的特征主要与其具体的元素含量有关。该发明创造中描述了TiAl2NB2Cr成分的合金的使其具有过包晶凝固特征的Al成分范围为47.8at.％～51.0at.％，TiAl4Nb2Cr成分的合金的使其具有过包晶凝固特征的Al成分范围为48.3at.％～52.3at.％。对于含(Nb,Cr)量为4～6at.％的合金，为使其具有过包晶凝固的特征，本发明中，合金的Al含量范围5采用下限值，即Al含量至少为47.8at.％；由图2中的TiAl二元相图1可知，随着Al含量的升高，获得的γ相比例也会升高，当Al含量高于49.0at.％后获得的γ相比例过高。由于γ相极脆，塑性接近于0，为了避免获得的具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金塑形差，需要限制获得的γ相比例，所述合金的Al含量范围5需要低于49.0at.％。

步骤1是为压合铸造TiAl合金中常见的铸造缺陷，例如缩松、气孔等，使组织致密化。所采用的热等静压是铸造TiAl合金通用的、必须进行的热处理步骤。所述热等静压处理的温度范围8为1200℃～1280℃。

组织调控热处理中：

1、控制加热速率为5℃/min～20℃/min，以提高加热过程中α相的形核驱动力，提高α形核率，从而形成更多的α晶粒，细化片层团。

2、组织调控热处理第一次保温的温度范围6为1380℃～1420℃时进行0min～10min保温热处理，通过精确控制温度使保温温度位于α单相区，消除原始片层结构中的γ片层并降低了原始组织中γ晶粒的尺寸与体积分数，同时短时间保温与之后的精确控制降温速率为5℃/min～50℃/min进行冷却防止了片层团长大。

3、组织调控热处理第二次保温的温度范围7为1360℃～1310℃进行2h～8h保温热处理，通过精确控制温度使保温温度位于α+γ两相区内的较高温度，从而消除了铸造偏析，并析出了弥散分布的γ晶粒，对该保温温度的精确控制可以确保组织中的γ晶粒的体积分数被控制在10％～20％之间。

4、对1360℃～1310℃冷却至800℃过程的降温速率进行精确控制在5℃/min～50℃/min的范围内，以重新析出形成较细的、结构完整的、平均片层间距小于200nm的片层结构，同时控制γ晶粒的形态为球粒状。

经过步骤2中所述的组织调控热处理，最终得到具有特定的近片层组织的铸造TiAl合金。

步骤3中，将步骤2获得的经过组织调控热处理后的铸造TiAl合金放入箱式热处理炉中进行稳定化热处理，以使所述具有特定的近片层组织中的片层结构稳定化。

如图2中Ti-Al二元相图1所示，根据TiAl合金成分的变化，其α单相区和α+γ两相区的温度范围会发生变化。本发明中热处理温度的确定是通过相区间温度范围分析而得到，与上述两个相区的温度范围紧密相关，因此在本发明创造中，具体热处理采用的温度会跟随TiAl合金成分变化，即α相区与α+γ两相区的交界处温度的变化而变化，如图2中温度范围6、7、8所示。

由于采取上述技术方案，使本发明具有以下特点：

1、本发明所采用的精确控温热处理流程，其核心过程如图2中热处理工艺示意图2所示，基于相区间温度范围分析，通过对热处理过程中保温温度、保温时间、加热及冷却速度的精确设计和控制，可以实现对具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金组织的精确控制，并获得特定的近片层组织。如图3、图4、图5所示。

图3为铸造Ti-49Al-2Nb-2Cr-X合金的显微组织照片，其中图3a为未经热处理的铸态组织金相照片，由粗大片层团和等轴γ晶粒构成，γ晶粒体积分数为30.0％。图3b为经过实施例一所描述热处理后的热处理组织扫描照片，可见热处理组织属于近片层组织，由中等尺寸的片层团与少量细小等轴γ晶粒构成，γ晶粒体积分数为15.1％。

图4为铸造Ti-47.8Al-2Nb-2Cr-X合金的显微组织照片。其中图4a为未经热处理的铸态组织金相照片，可见其铸态组织属于全片层组织，完全由粗大的，尺寸为500μm片层团构成。图4b为经过实施例二所描述热处理后的热处理组织扫描电镜照片，可见热处理组织属于近片层组织，由中等尺寸的片层团与少量分布于片层团间的细小等轴γ晶粒构成，γ晶粒体积分数为11.7％。

图5为铸造Ti-48.3Al-4Nb-2Cr-X合金的显微组织照片。其中图5a为未经热处理的铸态组织扫描电镜照片，可见其铸态组织属于全片层组织，完全由尺寸为250μm片层团构成。图5b为经过实施例三所描述短流程热处理后的热处理组织金相照片，可见热处理组织属于近片层组织，由中等尺寸的片层团与少量分布于片层团间的细小等轴γ晶粒构成，γ晶粒体积分数为17.2％。

经过本发明描述的热处理调控后的具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金，其显微组织转变为由中等尺寸的片层团、基体上弥散分布的细小球粒状γ晶粒构成的特定的近片层组织，且如图3c，3d所示，组织中片层结构的平均片层间距相较铸态组织的显著细化至200nm以下。预期具有优良的综合力学性能。

2、本发明对具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金热处理调控组织原理进行了创新，通过精确设计热处理温度与流程，使片层结构在热处理过程中发生消除与重新析出。对比目前GE公司获得铸造双态组织使用的热处理方法，以1400℃附近α单相区保温+1340℃附近α+γ两相区保温的热处理工艺取代了原有的1200℃附近多步保温热处理工艺，避免了图1所示的片层团的溶解退化与片层结构各向异性的失去，同时控制γ晶粒体积分数在10％～20％之间，产生了如图3a，4a，5a所示的近片层组织，保证了其片层结构的结构完整性。根据TiAl合金组织结构与力学性能的关系推测，预期具有比目前使用的铸造双态组织更为优良的蠕变性能与更高的使用温度。

3、本发明对TiAl合金的铸造工艺类型没有特殊的要求，适用于包括重力铸造、离心铸造、反重力铸造等多种铸造工艺得到的铸造TiAl合金。将对应不同初始铸态组织的不同类型的铸造TiAl合金进行如本发明具体步骤所述的热处理，均可调控获得上文所述的特定的近片层组织，工艺适用性广，通用性较高。

4、本发明相对于淬火后回火的细化片层团尺寸的热处理方法，通过以快速加热，短时间α单相区保温的热处理方法取代淬火的热处理方法，避免了淬火导致的应力及裂纹产生所造成的不良影响，不存在应力集中与变形开裂的问题，同时实现了片层团的尺寸控制，通过α+γ两相区保温后精确控制冷却速度的热处理方法取代回火后随炉冷却的热处理方法，实现了片层结构平均片层间距的细化。

5、本发明通过对TiAl合金的组织演变原理进行创新，对热处理组织调控过程步骤加以创新设计，使热处理工艺无需热处理循环，热处理时间大幅缩减至24小时以下、仅需三个炉次、步骤简洁、周期短，相对于需要至少160小时、至少十余个炉次的多步循环热处理实现组织与性能改善的方法，大幅度降低了生产时间与生产成本。

附图说明

图1为目前使用于GEnx航空发动机的铸造Ti-4822合金低压涡轮叶片的显微组织。

图2为组织调控热处理工艺与原理示意图。

图3为铸造Ti-49Al-2Nb-2Cr-X合金的显微组织照片。其中图3a为未经热处理的铸态组织金相照片，图3b为经过实施例一所描述热处理后的热处理组织扫描照片，图3c为未经热处理的铸态组织中片层结构的透射电镜照片，图3d为经过实施例一所描述热处理后的热处理组织中片层结构的透射电镜照片。

图4为铸造Ti-47.8Al-2Nb-2Cr-X合金的显微组织照片。其中图4a为未经热处理的铸态组织金相照片，图4b为经过实施例二所描述热处理后的热处理组织扫描电镜照片。

图5为铸造Ti-48.3Al-4Nb-2Cr-X合金的显微组织照片。其中图5a为未经热处理的铸态组织扫描电镜照片，图5b为经过实施例三所描述热处理后的热处理组织金相照片。

图6为本发明的流程图。

图中：1、TiAl二元相图；2、热处理工艺示意图；3、组织调控热处理；4、热等静压处理；5、合金的Al含量范围；6、组织调控热处理第一次保温的温度范围；7、组织调控热处理第二次保温的温度范围；8、热等静压处理的温度范围。

具体实施方式

实施例一

本实施例是一种通过热等静压处理与多步保温冷却处理获得具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法，并以铸造Ti-49.0Al-2Nb-2Cr-X合金为例，加以详细描述。

所述的铸造Ti-49.0Al-2Nb-2Cr-X合金通过真空电极自耗+冷坩埚感应熔炼反重力铸造方法获得，具有过包晶凝固的特征，如图3a所示，其铸造显微组织由粗大的、平均尺寸为500μm的不规则片层团和片层团间的等轴粗大的、平均尺寸为100μm的γ晶粒组成。

本实施例的具体过程为：

步骤1，热等静压处理。将铸造TiAl合金置于热等静压炉中，在氩气保护气体的气氛下升温至1200℃、升压至160MPa，保温保压8h。保温结束后关闭热等静压炉，随炉冷却至室温，并降压至常压，得到经过热等静压处理4之后的铸造TiAl合金。本实施例中，所述的铸造TiAl合金为Ti-49.0Al-2Nb-2Cr-X铸造TiAl合金。

步骤2，组织调控热处理。将步骤1获得的经过热等静压处理的铸造TiAl合金放入箱式处理炉中进行组织调控热处理3，具体过程为：

以5℃/min的升温速率使箱式处理炉由室温升至1420℃后，进行第一次保温，保温时间为10min。保温结束后，通过该箱式处理炉的温度控制器控制冷却速度，使所述箱式处理炉由1420℃以10℃/min的降温速率降温至1360℃，并在温度为1360℃的条件下进行第二次保温，保温时间为4h。第二次保温结束后，通过该箱式处理炉的温度控制器控制冷却速度，以10℃/min的降温速率使该箱式处理炉降温至800℃；关闭箱式处理炉，使所述铸造TiAl合金随炉冷却至室温；得到经过组织调控热处理的铸造TiAl合金。

步骤3，稳定化热处理。将步骤2获得的经过组织调控热处理后的铸造TiAl合金放入箱式热处理炉中进行稳定化热处理。具体过程为：以10℃/min的升温速率使箱式热处理炉由室温升至温度为850℃后，在850℃下保温2h；保温结束后，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温，得到具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织。

本实例得到的Ti-49.0Al-2Nb-2Cr-X铸造TiAl合金近片层组织照片如图3b所示。经过上述的热处理组织调控，片层团尺寸得到了显著细化，细化后片层团的平均尺寸为250μm；片层团边缘形成弥散分布的细小球粒状γ晶粒，所述细小球粒状γ晶粒的平均尺寸为30μm；组织中细小球粒状γ晶粒所占体积分数为15.1％，形成了近片层组织；铸态组织的较粗的、平均片层间距为500nm的片层结构的细化至经过热处理过程后的较细的、平均片层间距为150nm的片层结构；所述铸态组织的较粗的片层结构如图3c所示，所述经过热处理过程后的较细的片层结构如图3d所示。

实施例二

本实施例是一种通过热等静压处理与多步保温冷却处理获得具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法，并以铸造Ti-47.8Al-2Nb-2Cr-X合金为例，加以详细描述。

所述的铸造Ti-47.8Al-2Nb-2Cr-X合金通过真空电极自耗+水冷铜坩埚感应熔炼离心铸造方法获得，具有过包晶凝固的特征，如图4a所示，其铸造显微组织完全由粗大的、平均尺寸500μm的不规则片层团组成。

本实施例的具体过程为：

步骤1，热等静压处理。将铸造TiAl合金置于热等静压炉中，在氩气保护气体的气氛下升温升压，于压力200MPa和温度为1200℃的条件下保温保压4h，之后关闭热等静压炉，随炉冷却至室温，并降压至常压，得到经过热等静压处理4之后的铸造TiAl合金。本实施例中，所述的铸造TiAl合金为Ti-47.8Al-2Nb-2Cr-X铸造TiAl合金。

步骤2，组织调控热处理。将步骤1获得的热等静压处理后的铸造TiAl合金放入箱式处理炉中进行组织调控热处理3，具体过程为：

以10℃/min的升温速率使箱式处理炉由室温升至1380℃后，即通过该箱式处理炉的温度控制器控制冷却速度，使所述箱式处理炉由1380℃以50℃/min的降温速率降温至1310℃，并在温度为1310℃的条件下保温，保温时间为8h。

保温结束后，通过该箱式处理炉的温度控制器精确控制冷却速度，以50℃/min的降温速率使该箱式处理炉降温至800℃；关闭箱式处理炉，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温；得到经过组织调控热处理的铸造TiAl合金。

步骤3，稳定化热处理。将步骤2获得的经过组织调控热处理后的铸造TiAl合金放入箱式热处理炉中进行稳定化热处理。具体过程为：以5℃/min的升温速率使箱式热处理炉由室温升至温度为750℃后，在750℃下保温8h；保温结束后，关闭箱式处理炉，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温，得到具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织。

本实例得到的Ti-47.8Al-2Nb-2Cr-X铸造TiAl合金近片层组织照片如图3b所示。经过上述的热处理组织调控，片层团尺寸得到了显著细化，细化后片层团的平均尺寸为200μm；片层团边缘形成弥散分布的细小球粒状γ晶粒，所述细小球粒状γ晶粒的平均尺寸为20μm；组织中细小球粒状γ晶粒所占体积分数为11.7％，形成了近片层组织。

实施例三

本实施例是一种通过热等静压处理与多步保温冷却处理获得具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法，并以铸造Ti-48.3Al-4Nb-2Cr-X合金为例，加以详细描述。

所述的铸造Ti-48.3Al-4Nb-2Cr-X合金通过真空电极自耗+水冷铜坩埚感应熔炼重力铸造方法获得，具有过包晶凝固的特征，如图5a所示，其铸造显微组织完全由平均尺寸250μm的不规则片层团组成。

本实施例的具体过程为：

步骤1，热等静压处理。将铸造TiAl合金置于热等静压炉中，在氩气保护气体的气氛下升温升压，于压力150MPa和温度为1280℃的条件下保温保压2h，之后关闭热等静压炉，随炉冷却至室温，并降压至常压，得到经过热等静压处理4之后的铸造TiAl合金。本实施例中，所述的铸造TiAl合金为Ti-48.3Al-4Nb-2Cr-X铸造TiAl合金。

步骤2，组织调控热处理。将步骤1获得的热等静压处理后的铸造TiAl合金放入箱式处理炉中进行组织调控热处理3，具体过程为：

以20℃/min的升温速率使箱式处理炉由室温升至1400℃后，进行第一次保温，保温时间为5min。保温结束后，通过该箱式处理炉的温度控制器控制冷却速度，使所述箱式处理炉由1400℃以20℃/min的降温速率降温至1340℃，并在温度为1340℃的条件下进行第二次保温，保温时间为2h。

第二次保温结束后，通过该箱式处理炉的温度控制器精确控制冷却速度，以20℃/min的降温速率使该箱式处理炉降温至800℃；关闭箱式处理炉，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温；得到经过组织调控热处理的铸造TiAl合金。

步骤3，稳定化热处理。将步骤2获得的经过组织调控热处理后的铸造TiAl合金放入箱式热处理炉中进行稳定化热处理。具体过程为：以20℃/min的升温速率使箱式热处理炉由室温升至温度为800℃后，在800℃下保温5h；保温结束后，关闭箱式处理炉，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温，得到具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织。

本实例得到的Ti-48.3Al-4Nb-2Cr-X铸造TiAl合金近片层组织照片如图5b所示。经过上述的热处理组织调控，片层团尺寸得到了显著细化，细化后片层团的平均尺寸为150μm；片层团边缘形成弥散分布的细小球粒状γ晶粒，所述细小球粒状γ晶粒的平均尺寸为30μm；组织中细小球粒状γ晶粒所占体积分数为17.2％，形成了近片层组织。

Claims (4)

1.一种获得过包晶铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法，其特征在于，具体步骤为：

步骤1，热等静压处理；

步骤2，组织调控热处理；将步骤1获得的经过热等静压处理的铸造TiAl合金放入箱式处理炉中进行组织调控热处理，具体过程为：

以5℃/min～20℃/min的升温速率使箱式处理炉由室温升至温度为1380℃～1420℃，以提高加热过程中α相的形核驱动力，提高α形核率，从而形成更多的α晶粒，细化片层团；进行第一次保温，保温时间为0min～10min；通过精确控制温度使保温温度位于α单相区，消除原始片层结构中的γ片层并降低了原始组织中γ晶粒的尺寸与体积分数，同时短时间保温与之后的精确控制降温速率为5℃/min～50℃/min进行冷却防止了片层团长大；保温结束后，使所述箱式处理炉以5℃/min～50℃/min的降温速率降温至1360℃～1310℃后，进行第二次保温，保温时间为2h～8h；通过精确控制温度使保温温度位于α+γ两相区内的较高温度，从而消除了铸造偏析，并析出了弥散分布的γ晶粒，对该保温温度的精确控制可以确保组织中的γ晶粒的体积分数被控制在10％～20％之间；第二次保温结束后，以5℃/min～50℃/min的降温速率使该箱式处理炉降温至800℃，以重新析出形成较细的、结构完整的、平均片层间距小于200nm的片层结构，同时控制γ晶粒的形态为球粒状；关闭箱式处理炉，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温；得到经过组织调控热处理的铸造TiAl合金；

所述铸造TiAl合金的元素原子百分比含量为：Ti-(47.8～49)Al-(4～6)(Nb,Cr)-X，具有过包晶凝固的特征；

步骤3，稳定化热处理；得到具有过包晶凝固特征的铸造TiAl合金近片层组织。

2.如权利要求1所述获得过包晶铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法，其特征在于，所述热等静压处理的压力为150MPa～200MPa，温度为1200℃～1280℃，保温保压2h～8h。

3.如权利要求1所述获得过包晶铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法，其特征在于，所述稳定化热处理的具体过程为：以5℃/min～20℃/min的升温速率使箱式热处理炉由室温升至温度为750℃～850℃后，在750℃～850℃下保温2h～8h；保温结束后，关闭箱式处理炉，使所述该铸造TiAl合金随炉冷却至室温。

4.如权利要求1所述获得过包晶铸造TiAl合金近片层组织的热处理方法，其特征在于，所述X元素包括Fe、C、N、O、B元素，X元素总含量不超过0.5at.％。

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