CN112941438A - 一种提高β-γ-TiAl合金高温强度的热处理方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种提高β‑γ‑TiAl的高温强度的热处理方法,属TiAl合金制备技术领域。本发明通过一定的固溶+时效工艺调控β‑γ‑TiAl合金在全片层组织中析出二次β0相,使合金在600℃下的屈服强度提高了25~85MPa,在650℃的屈服强度提高了30~95MPa,在700℃下的屈服强度提高了15~48MPa。
Description
技术领域
本发明属于金属材料制备技术领域,涉及一种提高第三代β-γ-TiAl合金高温强度的热处理方法
背景技术
随着航空航天的不断发展,要求发动机的推重比不断提高。提高先进发动机的推重比主要有两种方式:一是提高涡轮进口温度;二是减轻发动机重量。基于航空航天发动机的真实服役环境和条件,通过减轻发动机的重量更具有现实意义。飞机发动机要求材料不仅具有良好的抗蠕变、抗氧化等高温性能,同时还要有足够高的比强度和比模量。而TiAl金属间化合物兼具轻质、耐高温、优异的抗氧化性能和抗蠕变性能等诸多优点,是一种非常有潜力的轻质高温结构材料。并且它的比强度在600℃-750℃优势明显,密度不到镍基高温合金的一半,是目前唯一能够在>600℃氧化环境长期使用的轻质合金材料。用TiAl合金替代镍基高温合金,减重效益巨大。
第一代、第二代TiAl合金存在650℃以上高温强度不足的问题,无法应用于更高使用温度的涡轮发动机叶片上,因此更有潜力的第三代TiAl合金(β-γ-TiAl)合金成为研究重点。β-γ-TiAl合金通过加入一定量的β相稳定元素来提高合金的高温变形能力,通过热加工工艺细化合金组织,进一步提高合金的强度。TiAl合金有四种典型组织,其中拥有细小全片层组织的TiAl合金综合性能最优异,因此具有细小全片层组织的β-γ-TiAl是第三代TiAl合金中最具潜力的。
研究表明,β-γ-TiAl由于存在大量的β稳定元素,因此在锻造完成以后会残留大量的β0相,β0相在高温下属于软相,大量的β0相的存在,直接导致TiAl合金高温强度的下降,限制了其在更高温度范围替代Ni基高温合金的应用。
发明内容
针对以上背景技术的实际应用需求,本发明旨在提供一种在细小全片层组织上析出二次β0相的热处理方法,从而提高β-γ-TiAl的高温强度。
为了实现上述技术目的,本发明提供了一种提高β-γ-TiAl的高温强度的热处理方法,包括以下步骤:
步骤1,包套锻造:将β-γ-TiAl合金试样进行包套,在马弗炉中保温一定时间之后,将包套试样取出,在室温下进行自由锻造,之后去除包套取出样品,使合金获得平均晶粒尺寸为25~35μm的近γ组织的合金样品;
步骤2,固溶热处理:在惰性气氛下,将步骤1的合金样品在一定温度下保温,之后取出空冷,得到平均晶粒尺寸为25~35μm的细小全片层组织的合金样品;
步骤3,时效热处理:在惰性气氛下,将步骤2的合金样品在在Teut(共析温度)以下150~180℃区间保温3-6h,随炉冷却至室温,获得全片层组织的平均晶粒尺寸在25~35μm,同时在片层团晶界上析出了二次β0相的合金。
进一步的,步骤1中,将β-γ-TiAl合金试样包套,在1250~1350℃下保温15~40min。
进一步的,步骤1中,在室温下进行2道次的自由锻造,控制变形量为65%。
进一步的,步骤2中,在惰性气氛下,将步骤1的合金样品在Tγsolve以上40~50℃保温30min。
进一步的,步骤2和步骤3中的惰性气氛包括氩气、氦气、氖气。
进一步的,任一项所述的方法制备的高温强度TiAl合金。
与现有技术相比,本发明具有以下优点:
(1)通过包套锻造+固溶热处理,获得了细小的全片层组织,保证了合金良好的室温强度和塑性。
(2)通过时效热处理,在片层团晶界处析出了二次β0相,进一步提高了合金的高温强度。
附图说明
图1为实施例一中包套锻造后的TiAl合金SEM-BSE组织图。
图2为实施例一中固溶后的TiAl合金SEM-BSE组织图。
图3为实施例一中时效后的TiAl合金SEM-BSE组织图。
图4为实施例二中时效后的TiAl合金SEM-BSE组织图。
图5为实施例三中时效后的TiAl合金SEM-BSE组织图。
图6为对比例一中时效后的TiAl合金SEM-BSE组织图。
具体实施方式
下面结合附图对本发明的优选实施例进一步阐述,以使本发明的优点和特征能更易于被本领域技术人员理解,从而对本发明的保护范围做出更为清楚明确的界定。
本发明通过一定的固溶热处理制度消除或减少β0相的存在,再利用一定的时效工艺在片层组织和晶界处析出针状细小的二次β0相,从而提高合金的高温强度,以满足其在更苛刻的条件下工作。
实施例一:
步骤1,包套锻造:将Ti-42Al-5Mn合金试样进行包套,在1300℃中保温20min之后,将包套试样取出,在室温下进行自由锻造,之后去除包套取出样品,使合金获得平均晶粒尺寸为26μm的近γ组织,如图1所示,锻态时的Ti-42Al-5Mn合金在600℃、650℃、700℃的屈服强度见表1;
步骤2,固溶热处理:将样品放入真空管式炉中通入氩气,在Tγsolve以上40℃保温30min,之后取出空冷,得到平均晶粒尺寸为27μm的细小全片层组织,如图2所示;
步骤3,时效热处理:将固溶热处理后的样品放入真空管式炉中通入氩气,在Teut以下180℃保温6h,随炉冷却至室温,保持全片层组织的平均晶粒尺寸在27μm的同时,在片层团晶界上析出了二次β0相,如图3所示,固溶时效后片层团界面处有明显的二次β0相析出,通过计算得出二次β0相的体积分数为2.2%,固溶时效后的Ti-42Al-5Mn合金在600℃、650℃、700℃的屈服强度见表1。
表1 Ti-42Al-5Mn合金的高温屈服强度
从表1和图3中分析,产生这种差异的原因是,细小弥散分布的二次β0相主要分布于片层组织的晶界处,当位错进行滑移时,受到针状β0相的阻碍作用,位错绕过或切过二次β0相时,需要施加更多的外力作用,表现为合金强度的提高。
实施例二
实施例二的步骤1与步骤2同实施例一的步骤1和步骤2。
步骤3,时效热处理:将固溶热处理后的样品放入真空管式炉中通入氩气,在Teut以下180℃保温3h,随炉冷却至室温,保持全片层组织的平均晶粒尺寸在27μm的同时,在片层团晶界上析出了二次β0相,如图4所示。通过计算得出二次β0相的体积分数为1.8%,固溶时效后的Ti-42Al-5Mn合金在600℃、650℃、700℃的屈服强度见表2。
表2 Ti-42Al-5Mn合金的高温屈服强度
实施例三
实施例三的步骤1同实施例一的步骤1。
步骤2,固溶热处理:将样品放入真空管式炉中通入氩气,在Tγsolve以上45℃保温30min,之后取出空冷,得到平均晶粒尺寸为28μm的细小全片层组织;
步骤3,时效热处理:将固溶热处理后的样品放入真空管式炉中通入氩气,在Teut以下150℃保温6h,随炉冷却至室温,保持全片层组织的平均晶粒尺寸在28μm的同时,在片层团晶界上析出了二次β0相,如图5所示,固溶时效后片层团界面处有明显的二次β0相析出,通过计算得出二次β0相的体积分数为2.5%,固溶时效后的Ti-42Al-5Mn合金在600℃、650℃、700℃的屈服强度见表3。
表3 Ti-42Al-5Mn合金的高温屈服强度
实施例四
实施例四的步骤1同实施例一的步骤1。
步骤2,固溶热处理:将样品放入真空管式炉中通入氩气,在Tγsolve以上50℃保温30min,之后取出空冷,得到平均晶粒尺寸为27μm的细小全片层组织;
步骤3,时效热处理:将固溶热处理后的样品放入真空管式炉中通入氩气,在Teut以下160℃保温3h,随炉冷却至室温,保持全片层组织的平均晶粒尺寸在28μm的同时,在片层团晶界上析出了二次β0相,固溶时效后片层团界面处有明显的二次β0相析出,通过计算得出二次β0相的体积分数为1.9%,固溶时效后的Ti-42Al-5Mn合金在600℃、650℃、700℃的屈服强度见表4。
表4 Ti-42Al-5Mn合金的高温屈服强度
实施例五
步骤1,将Ti-43Al-4Mn合金试样进行包套,在1300℃马弗炉中保温20min之后,将包套试样取出,在室温下进行自由锻造,之后去除包套取出样品,使合金获得平均晶粒尺寸为26μm的近γ组织,锻态时的Ti-43Al-4Mn合金在600℃、650℃、700℃的屈服强度见表5;
步骤2,固溶热处理:将样品放入真空管式炉中通入氩气,在Tγsolve以上50℃保温30min,之后取出空冷,得到平均晶粒尺寸为27μm的细小全片层组织;
步骤3,时效热处理:将固溶热处理后的样品放入真空管式炉中通入氩气,在Teut以下150℃保温3h,随炉冷却至室温,保持全片层组织的平均晶粒尺寸在27μm的同时,在片层团晶界上析出了二次β0相。通过计算得出固溶时效后二次β0相的体积分数为1.1%,将固溶时效后的Ti-43Al-4Mn合金与锻态合金的高温力学性能进行比较,如表5所示。
表5 Ti-43Al-4Mn合金的高温屈服强度
实施例六
步骤1,将Ti-42Al-7Mn合金试样进行包套,在1300℃马弗炉中保温20min之后,将包套试样取出,在室温下进行自由锻造,之后去除包套取出样品,使合金获得平均晶粒尺寸为26μm的近γ组织,锻态时的Ti-42Al-7Mn合金在600℃、650℃、700℃的屈服强度见表6;
步骤2,固溶热处理:将样品放入真空管式炉中通入氩气,在Tγsolve以上45℃保温30min,之后取出空冷,得到平均晶粒尺寸为27μm的细小全片层组织;
步骤3,时效热处理:将固溶热处理后的样品放入真空管式炉中通入氩气,在Teut以下180℃保温3h,随炉冷却至室温,保持全片层组织的平均晶粒尺寸在27μm的同时,在片层团晶界上析出了二次β0相。通过计算得出固溶时效后二次β0相的体积分数为2.1%,将固溶时效后的Ti-42Al-7Mn合金与锻态合金的高温力学性能进行比较,如表6所示。
表6 Ti-42Al-7Mn合金的高温屈服强度
对比例一
对比例一的步骤1和步骤2同实施例一的步骤1和步骤2。
步骤3,时效热处理:将固溶热处理后的样品放入真空管式炉中通入氩气,在Teut以下190℃保温3h,随炉冷却至室温,保持全片层组织的平均晶粒尺寸在27μm的同时,在片层团晶界上析出了二次β0相。通过计算得出固溶时效后二次β0相的体积分数仅为0.01%,含量极少,如图6所示。将固溶时效的Ti-42Al-5Mn合金与锻态合金的高温力学性能进行比较,如表7所示,从表中可以看出,在二次β0相析出量极少的情况下,高温屈服强度变化不明显。
表7 Ti-42Al-5Mn合金的高温屈服强度
对比例二
对比例二的步骤1和步骤2同实施例一的步骤1和步骤2。
步骤3,时效热处理:将固溶热处理后的样品放入真空管式炉中通入氩气,在Teut以下140℃保温3h,随炉冷却至室温,全片层组织的平均晶粒尺寸在27μm,在片层团晶界上没有析出二次β0相。将固溶时效的Ti-42Al-5Mn合金与锻态合金的高温力学性能进行比较,如表8所示,从表中可以看出,性能变化不大。
表8 Ti-42Al-5Mn合金的高温屈服强度
Claims (6)
1.一种提高β-γ-TiAl的高温强度的热处理方法,其特征在于,包括以下步骤:
步骤1,包套锻造:将β-γ-TiAl合金试样进行包套,保温一定时间之后,将包套试样取出,在室温下进行自由锻造,去除包套,获得平均晶粒尺寸为25~35μm的近γ组织的合金样品;
步骤2,固溶热处理:在惰性气氛下,将步骤1的合金样品在一定温度下保温,之后取出空冷,得到平均晶粒尺寸为25~35μm的细小全片层组织的合金样品;
步骤3,时效热处理:在惰性气氛下,将步骤2的合金样品在Teut以下150~180℃区间保温3-6h,随炉冷却至室温,获得全片层组织的平均晶粒尺寸在25~35μm,同时在片层团晶界上析出了二次β0相的合金。
2.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤1中,将β-γ-TiAl合金试样包套,在马弗炉中1250~1350℃下保温15~40min。
3.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤1中,在室温下进行2道次的自由锻造,控制变形量为65%。
4.如权利要求1所述的方法,其特征在于,步骤2中,在惰性气氛下,将步骤1的合金样品在Tγsolve以上40~50℃保温30min。
5.如权利要求1所述的方法,其特征在于,惰性气氛包括氩气、氦气、氖气。
6.如权利要求1-5任一项所述的方法制备的高温强度TiAl合金。
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