CN112553553B - Ti2AlNb合金冷轧箔材及其制备方法 - Google Patents

Ti2AlNb合金冷轧箔材及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及合金材料技术领域，尤其是涉及一种Ti2AlNb合金冷轧箔材及其制备方法。Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，包括如下步骤：将Ti2AlNb合金板材进行轧制处理后，进行轧后真空热处理；所述轧制处理包括至少一道次的冷轧处理和每道次的所述冷轧处理前的轧前真空热处理；所述轧前真空热处理包括：于Ti2AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，快速冷却。本发明在冷轧处理前对Ti2AlNb合金进行特定的真空热处理，得到细小晶粒的B2单相组织，具有优异的冷轧塑性；在轧制处理后，进行轧后真空热处理，B2单相组织转变为α2、B2和O的三相组织，使其同时具有良好的强度和塑性。

Description

Ti2AlNb合金冷轧箔材及其制备方法
技术领域
本发明涉及合金材料技术领域，尤其是涉及一种Ti2AlNb合金冷轧箔材及其制备方法。
背景技术
Ti2AlNb基合金在近年来获得了广泛的关注和研究，作为替代镍基高温合金的选择之一，其优异的综合力学性能适应了航空发动机对高比强度、高比刚度的轻质高温结构材料的迫切要求，对于提高发动机结构效率和高温服役性能具有重要意义。
目前，Ti2AlNb合金冷轧箔材以该合金热轧板材为原料，采用反复多次的冷轧及真空热处理的方式加工而成，即一道次冷轧、一次真空退火热处理、一道次冷轧、一次真空退火热处理、……，如此循环直至轧制到所要求的厚度。但现有的方法存在如下问题：
(1)经上述真空退火热处理后的材料塑性有限，每道次变形加工率低，故对于一定总轧制变形量，所需的真空退火热处理次数多，工艺繁琐，工作时间长，效率低，且工艺波动易造成材料开裂；
(2)以冷轧态为箔材最终状态，得到的材料存在着塑性差的问题。
有鉴于此，特提出本发明。
发明内容
本发明的第一目的在于提供Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，以解决现有技术中存在的效率低及终产品塑性差等技术问题。
本发明的第二目的在于提供采用上述制备方法制得的Ti2AlNb合金冷轧箔材。
为了实现本发明的上述目的，特采用以下技术方案：
Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，包括如下步骤：
将Ti2AlNb合金板材进行轧制处理后，进行轧后真空热处理；所述轧制处理包括至少一道次的冷轧处理和每道次的所述冷轧处理前的轧前真空热处理；
所述轧前真空热处理包括：于Ti2AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，快速冷却。
在本发明的具体实施方式中，每道次的所述冷轧处理的变形加工率为 30％～65％，优选为50％～65％。
在本发明的具体实施方式中，所述快速冷却的冷却速率为100～200℃/s。进一步的，所述快速冷却的方式为气淬冷却；所述快速冷却至室温。
在本发明的具体实施方式中，所述保温处理的时间为0.45～0.55h。
在本发明的具体实施方式中，所述轧前真空热处理包括：于 1060～1080℃保温处理后，快速冷却。
在本发明的具体实施方式中，所述轧前真空热处理包括：于 1060～1080℃保温处理0.45～0.55h后，气淬冷却至室温。
在本发明的具体实施方式中，所述轧后真空热处理包括：于940～960℃保温处理后，冷却。
在本发明的具体实施方式中，所述轧后真空热处理中的冷却速率为 0.1～0.2℃/s。进一步的，所述冷却的方式为气淬冷却；所述冷却至室温。
在本发明的具体实施方式中，所述轧后真空热处理中的保温处理的时间为0.95～1.05h。
在本发明的具体实施方式中，所述轧前真空热处理后的板材具有B2单相组织。进一步的，所述B2单相组织的晶粒＜200μm。
在本发明的具体实施方式中，所述Ti2AlNb合金冷轧箔材具有α2、B2 和O的三相组织。
在本发明的具体实施方式中，所述轧前真空热处理中的真空度小于 10-2Pa。
在本发明的具体实施方式中，所述轧后真空热处理中的真空度小于 10-2Pa。
在实际操作中，所述Ti2AlNb合金板材原料可以为常规的Ti2AlNb合金板材。
本发明还提供了采用上述任意一种所述制备方法制备得到的Ti2AlNb 合金冷轧箔材。
与现有技术相比，本发明的有益效果为：
(1)本发明的制备方法，在每道次的冷轧处理前在Ti2AlNb合金的β转变温度以上对Ti2AlNb合金板材进行短时间处理并快冷，使板材得到细小晶粒的B2单相组织，具有优异的冷轧塑性，因而每道次的冷轧处理的可以达到较高的变形加工率，进而使冷轧处理的道次减少，显著提高工作效率；
(2)本发明的制备方法，在轧制处理后，进行轧后真空热处理，将亚稳态的B2单相组织转变为α2、B2和O的三相组织，并使其同时具有良好的强度和塑性。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明的轧前真空热处理后的板材的微观组织形貌图；
图2为在不同变形加工率的冷轧处理后的箔材经960℃处理1h后并冷却的微观组织形貌；其中，(a)对应19％的变形加工率，(b)对应42％的变形加工率，(c)对应61％的变形加工率。
具体实施方式
下面将结合附图和具体实施方式对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，但是本领域技术人员将会理解，下列所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例，仅用于说明本发明，而不应视为限制本发明的范围。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，包括如下步骤：
将Ti2AlNb合金板材进行轧制处理后，进行轧后真空热处理；所述轧制处理包括至少一道次的冷轧处理和每道次的所述冷轧处理前的轧前真空热处理；
所述轧前真空热处理包括：于Ti2AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，快速冷却。
现有技术中的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备中，中间退火热处理后的材料塑性有限，导致每道次的变形加工率低，进而对于一定总轧制变形量要求的中间退火热处理次数多，使工艺繁琐，工作时间长，效率低，且工艺波动易造成材料开裂。
本发明通过大量创造性劳动发现，现有方法中的中间退火热处理工艺的特点是在β转变温度以下的温度进行处理，得到的是α2+B2+O三相组织。其中B2相有较多的滑移系而为韧性相，但α2相和O相因滑移系有限而均为脆性相，因此在该状态下的板材室温塑性有限，冷轧变形加工率偏低。
本发明通过在β转变温度以上附近温度短时间处理并快冷，使板材得到细小晶粒的B2单相组织。尽管这一组织在室温为亚稳态组织，但展示出具有更好的冷轧塑性。板材在这样的状态下，具有较高的冷轧变形加工率，对于一定总轧制变形量要求的冷轧道次减少，对应的热处理步骤减少，缩短工艺步骤和时间，热处理次数比现有的通用方法减少60％～70％，每次热处理用炉时间减少80％～90％，工作效率大幅度提高。
在本发明的具体实施方式中，每道次的所述冷轧处理的变形加工率为 30％～65％，优选为50％～65％。
如在不同实施方式中，所述变形加工率可以为30％、35％、40％、45％、 50％、55％、60％、65％等等。
本发明采用特定的热处理条件，可以使变形加工率达到较大的同时保证板材的质量。
在本发明的具体实施方式中，所述快速冷却的冷却速率为100～200℃/s。进一步的，所述快速冷却的方式为气淬冷却；所述快速冷却至室温。
如在不同实施方式中，所述快速冷却的冷却速率可以为100℃/s、110℃ /s、120℃/s、130℃/s、140℃/s、150℃/s、160℃/s、170℃/s、180℃/s、190℃ /s、200℃/s等等。
在本发明的具体实施方式中，所述保温处理的时间为0.45～0.55h。
在本发明的具体实施方式中，所述轧前真空热处理包括：于 1060～1080℃保温处理后，快速冷却。进一步的，所述轧前真空热处理包括：于1060～1080℃保温处理0.45～0.55h后，气淬冷却至室温。
本发明通过在β转变温度以上附近温度进行短时间处理并快速冷却，使得到的B1单相组织晶粒更细小，保证优异的冷轧塑性。
在本发明的具体实施方式中，所述轧后真空热处理包括：于940～960℃保温处理后，冷却。
在本发明的具体实施方式中，所述轧后真空热处理中的冷却速率为 0.1～0.2℃/s。进一步的，所述冷却的方式为气淬冷却；所述冷却至室温。
在本发明的具体实施方式中，所述轧后真空热处理中的保温处理的时间为0.95～1.05h。
本发明的轧后真空热处理过程中，在冷轧变形的B2相中析出α2和O 相，形成B2相为基体相、α2和O相为等轴颗粒或板条(此二相形貌一致) 的组织。随着冷轧变形量的增加，组织趋于细化，且α2/O相的等轴颗粒增多，板条减少。说明冷轧变形造成的B2相晶体缺陷有利于α2/O相等轴颗粒的生成并细化。依据Ti2AlNb合金组织-性能关系特点，α2/O相等轴颗粒较α2/O相板条更有利于提高合金的塑性；组织的细化可使合金强度提高。因此本发明采用大变形加工率的冷轧处理+轧后真空热处理的箔材既因获得α2+B2+O三相组织而使热稳定性得到恢复，又因α2/O相主要为细小等轴颗粒而具有较好的塑性和强度。
在本发明的具体实施方式中，所述轧前真空热处理后的板材具有B2单相组织。进一步的，所述B2单相组织的晶粒＜200μm。
在本发明的具体实施方式中，所述Ti2AlNb合金冷轧箔材具有α2、B2 和O的三相组织。进一步的，所述Ti2AlNb合金冷轧箔材中的α2相和O相主要为等轴颗粒。其中，以等轴颗粒形式的α2相和O相的组织的体积分数约40％，如38％～42％，以板条形式的α2相和O相的组织体积分数仅为约 10％，如8％～10％。
在本发明的具体实施方式中，所述轧前真空热处理中的真空度为小于 10-2Pa。
在本发明的具体实施方式中，所述轧后真空热处理中的真空度为小于 10-2Pa。
在实际操作中，所述Ti2AlNb合金板材原料可以为常规的Ti2AlNb合金板材。
本发明还提供了采用上述任意一种所述制备方法制备得到的Ti2AlNb 合金冷轧箔材。
本实施例采用的Ti2AlNb合金板材，其成分可以为Ti-22Al-24Nb-0.5Mo (原子百分数)，但不局限于此。
实施例1
本实施例提供了Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，包括如下步骤：
采用1mm厚的Ti2AlNb合金板材作为原料进行轧制处理后，进行轧后真空热处理，得到要求厚度如0.1mm厚的Ti2AlNb合金冷轧箔材。
其中，所述轧制处理包括多道次的冷轧处理和每道次的所述冷轧处理前的轧前真空热处理。所述轧前真空热处理的步骤包括：在真空度小于 10-2Pa的条件下，于1060～1080℃保温处理0.5h，然后气淬控制冷却速率为 100～200℃/s冷却至室温。所述每道次的冷轧处理的变形加工率为可以为 30％～65％。
轧后真空热处理的步骤包括：在真空度小于10-2Pa的条件下，于 940～960℃保温处理1h，然后气淬控制冷却速率为0.1～0.2℃/s冷却至室温。
按照上述方法，以表1中所列的具体处理条件制备Ti2AlNb合金冷轧箔材。
表1不同Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备条件(以1mm厚板材为原材料)
Figure BDA0002827402990000071
Figure BDA0002827402990000081
实验例1
为了对比说明不同的每道次的冷轧处理的变形加工率对Ti2AlNb合金板材的影响，将经过轧前真空热处理(在真空度为8×10-3Pa的条件下，于 1080℃保温处理0.5h，然后气淬控制冷却速率为150℃/s冷却至室温)的 1mm厚的Ti2AlNb合金板材按照不同变形加工率进行一道次冷轧处理后，板材表面质量分别见表2。
表2不同每道次变形加工率对Ti2AlNb合金板材表面质量的影响
Figure BDA0002827402990000082
Figure BDA0002827402990000091
进一步的，对经过轧前真空热处理(在真空度为8×10-3Pa的条件下，于1080℃保温处理0.5h，然后气淬控制冷却速率为150℃/s冷却至室温) 的1mm厚的Ti2AlNb合金板材的组织形貌进行表征，如图1所示。从图中可知，通过上述轧前真空热处理条件，使板材得到细小晶粒的B2单相组织。
结合表2可知，本发明通过特定的轧前真空热处理条件，使板材得到细小晶粒的B2单相组织，尽管这一组织在室温为亚稳态组织，但展示出具有更好的冷轧塑性，能够满足更大的变形加工率要求。
实验例2
为了对比说明不同的冷轧处理的变形加工率对轧后真空热处理得到的冷轧箔材的性能的影响，对变形加工率为19％、42％和61％的B2单相冷轧箔材进行相同的轧后真空热处理。
具体的：
变形加工率为19％的冷轧箔材的制备包括：将0.25mm厚的Ti2AlNb 合金板材进行轧前真空热处理，然后进行变形加工率为19％的冷轧处理；
变形加工率为42％的冷轧箔材的制备包括：将0.25mm厚的Ti2AlNb 合金板材进行轧前真空热处理，然后进行变形加工率为42％的冷轧处理；
变形加工率为61％的冷轧箔材的制备包括：将0.25mm厚的Ti2AlNb 合金板材进行轧前真空热处理，然后进行变形加工率为61％的冷轧处理。
上述轧前真空热处理为：在真空度为8×10-3Pa的条件下，于1080℃保温处理0.5h，然后气淬控制冷却速率150℃/s冷却至室温。
轧后真空热处理为：在真空度为8×10-3Pa的条件下，于960℃保温处理1h，然后气淬控制冷却速率为0.15℃/s冷却至室温。
经过上述不同变形加工率的B2单相冷轧箔材经过上述轧后真空热处理后的微观组织形貌如图2所示。从图2中可知，随着冷轧处理的变形加工率的增加，组织区域细化，且α2/O相的等轴颗粒增多，板条减少，说明冷轧处理中的变形造成的B2相晶体缺陷有利于α2/O相等轴颗粒的生成并细化。因此本发明的经冷轧大变形+轧后真空热处理的箔材既因获得α2+B2+O三相组织而使热稳定性得到恢复，又因α2/O相主要为细小等轴颗粒而具有较好的塑性和强度，兼顾了加工效率和材料性能。
从图2中可知，变形加工率为61％的箔材在经过相应的轧后真空热处理后，其微观组织中，以等轴颗粒形式存在的α2相和O相的组织的体积分数约为40％，而以板条形式存在的α2相和O相的组织的体积分数约为10％。
进一步的，对变形加工率为61％的箔材在经过相应的轧后真空热处理后得到的冷轧箔材的室温拉伸性能进行测试，测试结果见表3。
表3Ti2AlNb合金冷轧箔材的室温拉伸性能
Figure BDA0002827402990000101
备注：实验序号①和②对应的是两组平行实验，以确认重复性。
最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。

Claims (14)

1.Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
将Ti2AlNb合金板材进行轧制处理后，进行轧后真空热处理；所述轧制处理包括至少一道次的冷轧处理和每道次的所述冷轧处理前的轧前真空热处理；
所述轧前真空热处理包括：于Ti2AlNb合金的β转变温度以上保温处理后，快速冷却；所述快速冷却的冷却速率为100～200℃/s；
每道次的所述冷轧处理的变形加工率为40％～65％；
所述轧后真空热处理包括：于940～960℃保温处理后，冷却。
2.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，每道次的所述冷轧处理的变形加工率为50％～65％。
3.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述快速冷却的方式为气淬冷却；所述快速冷却至室温。
4.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述保温处理的时间为0.45～0.55h。
5.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述轧前真空热处理包括：于1060～1080℃保温处理0.45～0.55h后，气淬冷却至室温。
6.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述轧后真空热处理中的冷却速率为0.1～0.2℃/s。
7.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述轧后真空热处理中的所述冷却的方式为气淬冷却；所述冷却至室温。
8.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述轧后真空热处理中的保温处理的时间为0.95～1.05h。
9.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述轧前真空热处理后的板材具有B2单相组织。
10.根据权利要求9所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述B2单相组织的晶粒＜200μm。
11.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述Ti2AlNb合金冷轧箔材具有α2、B2和O的三相组织。
12.根据权利要求11所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述Ti2AlNb合金冷轧箔材中的α2相和O相主要为等轴颗粒。
13.根据权利要求1所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法，其特征在于，所述轧前真空热处理中的真空度小于10-2Pa；所述轧后真空热处理中的真空度小于10-2Pa。
14.采用权利要求1-13任一项所述的Ti2AlNb合金冷轧箔材的制备方法制得的Ti2AlNb合金冷轧箔材。
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