CN109825786A - 一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法，本发明提供的一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法，包括以下步骤：将铸造TiAl合金依次进行均匀化热处理、热等静压处理和去应力退火处理；所述铸造TiAl合金中C的原子百分含量为0.03～0.3％，所述去应力退火处理的温度为600～750℃。利用上述方法动态硬化型TiAl合金在700～850℃、250～300MPa的条件下蠕变加载150～250小时后，抗拉强度仅降低4.0～4.5％，屈服强度仅降低1.0～1.5％，室温塑性降低8～11％。
Description
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法。
背景技术
TiAl金属间化合物是一种具有密度低、高温比强度高、抗氧化性能优异等特点的新型轻质高温结构材料，这种材料代替较重的镍基高温合金应用于航空发动机涡轮叶片和车用发动机增压器涡轮等部件，可显著改善发动机的性能。
服役过程中高温长时强度保持能力是高温结构材料必须关注的重要议题。然而，TiAl合金在650℃以上长期服役过程中，通常因α2层片溶解、α2→γ相变、动态再结晶等组织分解行为而导致组织退化，使合金高温长时服役过程中的强度明显降低。
目前，为了解决上述问题，主要在TiAl合金中添加Nb、W、Mo、Ta等高固溶强化元素，通过降低扩散速率或降低γ相的层错能阻碍位错攀移，提高组织稳定性，有利于改善TiAl合金的高温长时强度保持能力；或者在TiAl合金中添加超过固溶度的C、Si等元素直接形成碳化物、硅化物析出相，也可以实现保持高温长时强度的效果。然而，上述两种途径均导致合金在高温使用之后的室温拉伸塑性较使用之前明显降低，不利于这种脆性材料的使用可靠性。
因此，如何改善TiAl合金的高温长时强度以及缩小TiAl合金的室温拉伸塑性降低程度进而提高TiAl合金的使用可靠性，成为了人们研究的重点。
发明内容
本发明的目的在于提供一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法，所述方法还可以使TiAl合金的塑性在高温使用后的降低率减小。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法，包括以下步骤：
将铸造TiAl合金依次进行均匀化热处理、热等静压处理和去应力退火处理；
所述铸造TiAl合金中C的原子百分含量为0.03～0.3％，所述去应力退火处理的温度为600～750℃。
优选的，所述均匀化热处理的温度为1270～1350℃，所述均匀化热处理的时间为0.5～12小时。
优选的，所述热等静压处理的温度为1220～1270℃，所述热等静压的压力为130～200MPa，所述热等静压处理的时间为1～4小时。
优选的，所述去应力退火处理的时间为2～4小时。
本发明还提供了上述技术方案所述的方法得到的动态硬化型TiAl合金，所述动态硬化型TiAl合金在700～850℃、250～300MPa的条件下蠕变加载150～250小时，抗拉强度降低率为4.0～4.5％，室温拉伸塑性降低率为8～11％。
优选的，所述动态硬化型TiAl合金在进行时效硬化后，生成纳米碳化物；
所述纳米碳化物为P型Ti3AlC相，体积分数为0.1～0.4％，形状为颗粒状，尺寸为25～50nm，分布位置在γ-TiAl层片与α2-Ti3Al层片之间的界面和γ-TiAl层片中，析出相分布间距为45～120nm。
本发明还提供了所述动态硬化型TiAl合金在制备航空发动机涡轮叶片和车用发动机增压器涡轮中的应用。
本发明提供了一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法，包括以下步骤：将铸造TiAl合金依次进行均匀化热处理、热等静压处理和去应力退火处理；所述铸造TiAl合金中C的原子百分含量为0.03～0.3％，所述去应力退火处理的温度为600～750℃。本发明所述的方法通过添加含量低于固溶度的碳元素，合金在后续处理过程中不会直接析出对室温拉伸塑性不利的碳化物；通过均匀化热处理、热等静压处理和去应力退火处理，可以保证合金在高温长时使用过程中自动生成均匀弥散分布、颗粒状的纳米尺度的Ti3AlC碳化物，从而使合金在高温长时使用过程中的强度性能得到良好的保持，且不明显降低合金的室温拉伸塑性。通过控制去应力退火处理的温度可以避免在时效过程中直接析出对室温拉伸塑性不利的针状Ti3AlC型碳化物。实施例结果表明，利用根本发明所述方法处理后得到的动态硬化型TiAl合金在700～850℃、250～300MPa的条件下蠕变加载150～250小时后，抗拉强度仅降低4.0～4.5％，屈服强度仅降低1.0～1.5％，室温塑性降低8～11％。
附图说明
图1为利用实施例1所述的方法得到的动态硬化型TiAl合金在800℃/275MPa蠕变加载200小时前后的背散射扫描电镜照片；
图2为利用实施例1所述的方法得到的动态硬化型TiAl合金在800℃/275MPa蠕变加载200小时后试样中Ti3AlC与位错交互作用的透射电镜照片。
具体实施方式
本发明提供了一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法，包括以下步骤：
将铸造TiAl合金依次进行均匀化热处理、热等静压处理和去应力退火处理；
所述铸造TiAl合金中C的原子百分含量为0.03～0.3％，所述去应力退火处理的温度为600～750℃。
在本发明中，所述铸造TiAl合金中C的原子百分含量优选为0.03～0.3％，更优选为0.1～0.2％。本发明对所述铸造TiAl合金的其他组分和配比没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的铸造TiAl合金即可；在本发明中，所述铸造TiAl合金可以具体选择为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.1C或Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.2C。
在本发明中，上述碳含量低于其在铸造TiAl合金中的固溶度，会保证合金在凝固后以及后续热处理过程中不会直接析出对室温拉伸塑性不利的碳化物。
在本发明中，所述均匀化热处理的温度优选为1270～1350℃，更优选为1300～1320℃；所述均匀化热处理的时间优选为0.5～12小时，更优选为5～10小时。
在本发明中，所述均匀化热处理的主要目的是使碳原子充分扩散以避免在后续高温长时使用过程中形成分布和尺寸不均匀的Ti3AlC碳化物，导致室温拉伸塑性降低；所述均匀化热处理的温度下限为1270℃，比碳化物固溶度高20℃，可以保证碳元素的充分扩散，所述均匀化热处理的温度上限为1350℃，是γ-TiAl相溶解相变点，可以避免层片团组织过度长大而恶化室温拉伸塑性。
均匀化热处理完成后，本发明优选对均匀化热处理后的试样进行冷却；本发明对所述冷却的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行冷却至室温即可。
在本发明中，所述热等静压处理的温度优选为1220～1270℃，更优选为1230～1260℃，最优选为1240～1250℃；所述热等静压的压力优选为130～200MPa，更优选为150～180MPa；所述热等静压处理的时间优选为1～4小时，更优选为2～3小时。
在本发明中，所述热等静压处理可以消除或减小铸造缺陷，所述热等静压处理的温度可以保证所得合金组织含有层片团的双态或近层片组织，可以保证TiAl合金在使用过程中充分发挥Ti3AlC碳化物的硬化效果。
热等静压处理完成后，本发明优选对热等静压处理后的试样进行冷却；本发明对所述冷却的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行冷却至室温即可。
在本发明中，所述去应力退火处理的温度优选为600～750℃，更优选为650～700℃；所述去应力退火处理的时间优选为2～4小时，更优选为2.5～3.5小时。
在本发明中，所述去应力退火处理可以避免直接析出对室温拉伸塑性不利的针状Ti2AlC碳化物。
本发明将铸造TiAl合金依次进行均匀化热处理、热等静压处理和去应力退火处理，可以形成均匀分布、纳米尺度且颗粒状的Ti3AlC析出相，这种析出相对室温拉伸塑性的影响较小，可以保证TiAl合金构件在“停车冷态”下的室温拉伸塑性。
本发明还提供了上述技术方案所述的方法得到的动态硬化型TiAl合金，所述动态硬化型TiAl合金在700～850℃、250～300MPa的条件下蠕变加载150～250小时，抗拉强度降低率为4.0～4.5％，室温拉伸塑性降低率为8～11％。
在本发明中，所述动态硬化型TiAl合金在进行蠕变加载后，优选生成纳米碳化物；
所述纳米碳化物优选为P型Ti3AlC相，体积分数优选为0.1～0.4％，形状优选为颗粒状，尺寸优选为25～50nm，分布位置在γ-TiAl/α2-Ti3Al层片界面和γ-TiAl层片中，析出相分布间距为45～120nm。
本发明还提供了所述动态硬化型TiAl合金在制备航空发动机涡轮叶片和车用发动机增压器涡轮中的应用。
下面结合实施例对本发明提供的一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1
将组分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.1C的铸造合金在1320℃条件下进行均匀化热处理6小时，冷却至室温后，在1250℃、180MPa条件下进行热等静压1.5h，冷却至室温后，在700℃条件下进行去应力退火处理4小时，冷却，得到动态硬化型TiAl合金；
将所述动态硬化型TiAl合金在800℃、275MPa下蠕变加载200小时，得到蠕变加载后的试样；将所述动态硬化型TiAl合金和蠕变加载后的试样在背散射扫描电镜下进行观察，图1为所述动态硬化型TiAl合金在800℃/275MPa蠕变加载200小时前后的背散射扫描电镜照片，由图可知，处理前的TiAl合金中未见任何形式的碳化物析出；所述动态硬化型TiAl合金为近层片组织，且未见任何碳化物；蠕变加载后的试样中层片界面上均匀分布有纳米尺度的Ti3AlC碳化物。将蠕变加载后的试样在透射扫描电镜下进行观察，图2为本实施例所述的方法得到的动态硬化型TiAl合金在800℃/275MPa蠕变加载200小时后试样中Ti3AlC与位错交互作用的透射电镜照片，由图可知，蠕变加载后的试样中观察到位错交互作用的Ti3AlC纳米相，说明蠕变加载过程中形成的碳化物与位错发生了交互反应，可实现动态硬化效果，进而保持所述合金高温长时使用过程中的强度。
按照GB/T228.1标准，将所得动态硬化型TiAl合金和蠕变加载后的试样进行室温拉伸性能的测试，测试结果如表1所示：
表1实施例1动态硬化型TiAl合金蠕变加载前后的室温拉伸性能
由表1可知，动态硬化型TiAl合金在进行蠕变加载处理后，抗拉强度仅降低4.1％，屈服强度仅降低1.5％，室温塑性降低9.1％。
实施例2
将组分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.2C的铸造合金按照实施例1的方法进行处理和蠕变加载，将所述动态硬化型TiAl合金和蠕变加载后的试样进行背散扫描和透镜观察，观察结果与实施例1所示结果相似。
按照GB/T228.1标准，将所得动态硬化型TiAl合金和蠕变加载后的试样进行室温拉伸性能的测试，测试结果如表2所示：
表2实施例2动态硬化型TiAl合金蠕变加载前后的室温拉伸性能
由表2可知，动态硬化型TiAl合金在进行蠕变加载处理后，抗拉强度仅降低4.23％，屈服强度仅降低1.16％，室温塑性降低10.87％。
实施例3
将组分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.1C的铸造合金，按照实施例1的均匀化和热等静压处理制度进行处理，并在750℃进行去应力退火处理4小时，冷却后得到动态硬化型TiAl合金。在相同制度蠕变加载后，背散射电镜和透射电镜观察结果与实施例1基本相似。
按照GB/T228.1标准，将所得动态硬化型TiAl合金和蠕变加载后的试样进行室温拉伸性能的测试，测试结果如表3所示：
表3实施例3动态硬化型TiAl合金蠕变加载前后的室温拉伸性能
由表3可知，动态硬化型TiAl合金在进行蠕变加载处理后，抗拉强度仅降低4.43％，屈服强度仅降低1.16％，室温塑性降低9.07％。
对比例1
将组分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.4C的铸造合金,按照实施例1所述的均匀化、热等静压和去应力退火制度进行处理。在扫描电镜下，可观察到明显的碳化物析出相。
该TiAl合金在800℃，275MPa下蠕变加载200小时，得到蠕变加载后的试样；按照GB/T228.1标准，测试该TiAl合金蠕变加载前后的室温拉伸性能，测试结果如表4所示：
表4 Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.4C合金蠕变加载前后的室温拉伸性能
由表4可知，对于Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.4C合金，由于碳含量超出了固溶度，在蠕变加载前已经析出了较多的碳化物，因此，合金的室温拉伸塑性仅为0.76％，且蠕变加载后的室温塑性降低了36.84％，同时合金室温抗拉强度和屈服强度均有不同程度的降低。
对比例2
将组分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.5Si的铸造合金按照对比例1所述方法进行处理，所得材料直接可观察到Ti5Si相。
该TiAl合金在800℃，275MPa下蠕变加载200小时，得到蠕变加载后的试样；
按照GB/T228.1标准，测试该TiAl合金蠕变加载前后的试室温拉伸性能，测试结果如表5所示：
表5 Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.5Si合金蠕变加载前后的室温拉伸性能
由表5可知，对于Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr-0.5Si合金，在蠕变加载前已经析出了较多的Ti5Si3析出相，因此，合金的室温拉伸塑性仅为0.80％,在蠕变加载后，且蠕变加载后的室温塑性降低了30％，同时合金室温抗拉强度和屈服强度均有不同程度的降低。
对比例3
将组分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-7Nb的铸造合金按照对比例1所述方法进行处理。
该TiAl合金在800℃，275MPa下蠕变加载200小时，得到蠕变加载后的试样；
按照GB/T228.1标准，测试该TiAl合金蠕变加载前后的试室温拉伸性能，测试结果如表6所示：
表6 Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-7Nb合金蠕变加载前后的室温拉伸性能
由表6可知，对于Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-7Nb合金，该合金不含有C元素，按照本发明所述的均匀化、热等静压和去应力退火处理，扫描电镜下未见任何形式的碳化物。蠕变加载之后也未见任何形式的碳化物。力学性能测试结果表明，尽管合金在蠕变加载前后保持较高的强度水平，但室温拉伸塑性水平非常低，加载前仅只有0.48％，加载后仅为0.32％，且降低幅度33.3％。
由以上实施例和对比例可知，本发明通过均匀化热处理、热等静压处理和去应力退火处理后可以保证合金在高温长时使用过程中可以自动生成均匀弥散分布、颗粒状的纳米尺度的Ti3AlC碳化物，从而使合金在高温长时使用过程中的强度性能得到良好的保持，且不明显降低合金的室温拉伸塑性。所述动态硬化型TiAl合金在700～850℃、250～300MPa的条件下蠕变加载150～250小时后，抗拉强度仅降低4.0～4.5％，屈服强度仅降低1.0～1.5％，室温塑性降低8～11％。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (7)
1.一种保持铸造TiAl合金高温长时强度的方法，包括以下步骤：
将铸造TiAl合金依次进行均匀化热处理、热等静压处理和去应力退火处理；
所述铸造TiAl合金中C的原子百分含量为0.03～0.3％，所述去应力退火处理的温度为600～750℃。
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述均匀化热处理的温度为1270～1350℃，所述均匀化热处理的时间为0.5～12小时。
3.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述热等静压处理的温度为1220～1270℃，所述热等静压的压力为130～200MPa，所述热等静压处理的时间为1～4小时。
4.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述去应力退火处理的时间为2～4小时。
5.由权利要求1～4任一项所述的方法得到的动态硬化型TiAl合金，所述动态硬化型TiAl合金在700～850℃、250～300MPa的条件下蠕变加载150～250小时，抗拉强度降低率为4.0～4.5％，室温拉伸塑性降低率为8～11％。
6.如权利要求5所述的动态硬化型TiAl合金，其特征在于，所述动态硬化型TiAl合金在700～850℃、250～300MPa的条件下蠕变加载150～250小时后，生成纳米碳化物；
所述纳米碳化物为P型Ti3AlC相，体积分数为0.1～0.4％，形状为颗粒状，尺寸为25～50nm，分布位置在γ-TiAl层片与α2-Ti3Al层片之间的界面和γ-TiAl层片中，析出相分布间距为45～120nm。
7.权利要求5或6所述动态硬化型TiAl合金在制备航空发动机涡轮叶片和车用发动机增压器涡轮中的应用。
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