CN1329549C - 一种细化TiAl合金铸锭显微组织的热加工工艺 - Google Patents

Abstract

一种细化TiAl合金铸锭显微组织的热加工工艺，属于金属材料领域，适用于Al含量为45at.%到48at.%TiAl合金和铌含量范围为6at.%到8at.%的高铌TiAl合金。本发明具体来讲，就是对经过浇注或凝壳或提拉成型的TiAl合金铸锭，首先进行一次或多次盐浴淬火+时效的热处理工艺，然后再进行一次中等变形量的高温锻造工艺使原始粗大的铸造组织得到有效地细化，而且，显微组织的均匀性也较高，其室温塑性(延伸率)可以达到并且可以稳定在2%以上。

Description

一种细化TiAl合金铸锭显微组织的热加工工艺

技术领域

本发明属于金属材料领域，特别涉及一种细化TiAl合金铸锭显微组织的热加工工艺。

背景技术

TiAl合金是一种新型的高温结构材料，具有密度低、高温性能好等优点，被认为是极具竞争潜力的下一代航空发动机用结构材料之一。同目前最成熟的航空发动机材料-镍基高温合金相比，TiAl合金的密度只有3.7～3.9g/cm³，不足镍基高温合金密度(7.9～9.5g/cm³)的一半，这对于航空发动机部件来说，其优越性是不言而喻的，并且，TiAl合金的蠕变极限为750℃～950℃，抗氧化极限为800℃～950℃，接近镍基高温合金的蠕变极限800℃～1090℃和抗氧化极限870℃～1090℃。然而，其较低的室温塑性、断裂韧性及高裂纹扩展速率严重阻碍了其进入实用化的进程。解决上述难题，尤其是室温塑性差的问题，成为TiAl合金研发的一个焦点和核心问题。

针对TiAl合金室温塑性差的问题，国内外已进行了并正在进行着大量的研究。从目前的现状来看，室温塑性差的原因主要有：TiAl合金中原子排列的有序性和原子间的共价键结合特性；微观变形方式较少和变形机制复杂；显微组织粗大和界面结合强度低；等等。为此，通过合金化、改变材料制备和成型工艺、改变材料热加工和热处理工艺等方法来提高其室温塑性，已成为目前几个主要的研究方向。研究结果表明，TiAl合金的显微组织显著地影响着其室温力学性能，细小、均匀的显微组织可以使合金在保持较高的高温力学性能的同时，获得较高的室温力学性能。进一步研究结果表明，通过热处理，或通过高温多次锻造，可以有效地改变TiAl合金铸锭的组织状态，使其显微组织得到有效地细化。已报道的热处理方法主要有循环热处理、双温热处理等，其主要作用是可以获得比较均匀、细小的显微组织，而且成本较低，但缺点是不能有效地消除显微组织中树枝晶及一些铸造缺陷，如疏松、空洞等。而高温多次锻造主要有等温锻造、包套锻造等，其主要作用是能够得到更加细小的显微组织，并且可以有效地消除树枝晶及一些铸造缺陷，但缺点是变形组织极不均匀(由于存在着变形死区)，因此导致性能的稳定性较差。虽然通过多次锻造变形可以提高组织的均匀性，但这样使其成本提高，成材率降低，并且，多次锻造容易引起锭子开裂。当对高温锻造后的组织再进一步进行组织均匀化处理时，即再利用热处理来均匀化锻造组织时，虽然可以使锻造变形的组织均匀性得到较大改善，但与此同时，锻造变形形成的细小晶粒将会长大，反使其室温塑性大幅降低，接近直接进行热处理的水平，高温锻造变形的优势被削减，因此，锻造后再进行热处理的工艺受到了怀疑。

发明内容

本发明目的是要解决循环热处理或双温热处理不能有效地消除显微组织中树枝晶及疏松、空洞等铸造缺陷问题，及解决等温锻造、包套锻造等高温锻造带来的变形组织不均匀(存在着变形死区)，因而导致性能的稳定性差、容易出现锭子开裂问题。

一种细化TiAl合金铸锭显微组织的热加工工艺，其特征在于在高温锻造之前，先进行一道或多道盐浴淬火+时效的热处理，然后再进行一次高温锻造工艺即可实现铸造组织的细化和均匀化。这种盐浴淬火+时效工艺不仅可以有效地细化TiAl合金铸锭的显微组织，同时，还将影响到后续的高温锻造工艺，使后续的高温锻造工艺的目的改变为进一步消除枝晶偏析、铸造缺陷以及盐浴淬火时遗留的少许裂纹等，而不是为了进一步细化组织，所以，不会引起因变形量大而导致的组织不均匀及锭子开裂现象。通过本项工艺，不仅可以有效地细化原始粗大的铸造组织，而且，TiAl合金铸锭的组织缺陷以及高温锻造后的组织不均匀性等缺陷得到极大地改善，从而提高了TiAl合金铸锭室温塑性及其稳定性。同时，这种工艺减少了高温锻造变形的次数以及降低了高温锻造变形时的变形量，使高温锻造变形的成本以及锻造变形过程中TiAl合金铸锭开裂的风险大幅降低。经过上述工艺，其晶粒的平均直径为50μm，相应的置信概率为90％，室温塑性(延伸率)可以达到并且可以稳定在2％以上。

首先进行的盐浴淬火+时效工艺，是通过将原始组织加热到共析温度T_α温度以上，使其完全转变为α相，然后，通过盐浴淬火，将α相完全转变为不稳定的块状γ相(massively transformed gamma)，再然后，通过时效处理，使不稳定的块状γ相发生分解析出α相。由于α相只有一种(0001)密排面，而γ相有四种{111}密排面，所以，当α相快冷形成块状γ相时，即α→γ，一个α相晶粒只能通过其唯一的密排面转变成一个位向的γ相晶粒，而当不稳定的块状γ相时效分解时，即γ→α，一个γ相晶粒可通过其4个密排面转变成4个位向的α相晶粒。这样，原始粗大的铸造组织就可以通过αγ的相转变得到有效地细化，并且细化了的原始组织可使后续进行的高温锻造变形工艺变的容易起来。盐浴淬火+时效工艺也可以用循环热处理或双温热处理工艺代替，然后进行一次高温锻造。相对于循环热处理工艺来说，即通过反复的油淬或水淬来实现α相→块状γ相的转变以及块状γ相的分解来说，盐浴淬火的淬火温度较高，在TiAl合金冷脆转变温度以上，因而可以有效地避免淬火裂纹；相对双温热处理工艺，即在T_α和T_e温度之间通过α相和板条γ相的反复相变来细化组织来说，盐浴淬火+时效工艺可以有效地减少热处理时间；而相对高温多次锻造工艺来说，本发明中的后续高温锻造，不仅变形次数减少，而且，变形量也大大降低，使锻造变形的成本和成功率都会得到极大的提高，显示出明显的积极效果。

本发明所针对的TiAl合金的成分，一为高铌含量TiAl合金，铌含量范围为6at.％～8at.％，另一为普通成分的TiAl合金，铝含量范围为45at.％～48at.％。当它们在由高温液态金属凝固成室温铸锭时，发生了以下相变(见附图1)：由液相冷却时，首先形成固相α，α晶体将择优沿其C轴生长，从而形成明显的柱状晶组织。在随后的冷却过程中，合金进入α+γ两相区，将从α柱状晶中析出板条状γ相。γ相和α相之间保持确定的位向关系：

(0001)α//{111}γ，<1120>α//[111]γ

继续冷却时，α相将发生共析反应形成α₂+γ全板条组织。α₂相是α相发生有序转变而形成的。由于γ相和α相之间固定的位向关系，所以，所有γ相板条将垂直于α相柱状晶的生长方向，使铸锭组织呈现典型的组织各向异性。当冷却速度增加时，将从α相中析出魏氏组织(Widmanstatten)或羽毛状组织(feathery)的γ相，以及块状组织(massive)的γ相。块状组织的γ相不稳定，在加热情况下可以发生分解析出α相。

当铸锭进行盐浴淬火时，即将铸锭加热到T_α温度以上时，原来的铸态组织，即(α₂+γ)全板条组织，转化为单相α组织。由于此成分的铸锭中的α₂相含量较少，因此，α相的形态将直接受γ相板条的影响。由于此时α相的形成是一种再形核过程，新形成的α相晶粒比较细小，并且，由于此时的温度较高，且没有第二相钉扎，所以，如果保温时间较长的话，将会使新形成的α相晶粒快速长大。双温热处理的方法，就是利用板条γ相和α相之间的相互转变时的固态相变来细化铸锭组织的。但本发明的方法，是将新形成的、较小的α相快速冷却到共析温度(T_e)以下，即γ+α两相区以下，使得α相转变成块状γ相，而不是板条状γ相。此时形成的块状γ相组织将明显小于板条状γ相组织。板条状γ相在室温下是一种稳定的结构相，而块状γ相在室温下是一种不稳定的结构相，在较高温度(T_α和T_e温度之间)时效时，块状γ相将发生分解，析出α相。由于是在T_α温度以下析出，所以此时析出的α相很难长大，并且，由于从γ相中析出α相时，一个γ相晶粒可通过其4个密排面析出4个位向的α相晶粒，而不象α相快冷形成块状γ相时，一个α相晶粒只能通过其唯一的密排面转变成一个位向的γ相晶粒那样，所以，时效析出的α相晶粒将把原来细小的块状γ相晶粒再细化为4个位向的区域。如果原始铸锭的组织较为粗大，可以通过两次或多次盐浴淬火+时效的方法加以细化。

经过上述处理，原始粗大的铸锭组织将得到有效地细化，但此时的铸造缺陷，以及由于盐浴淬火快冷所带入的缺陷将存在于热处理后的组织中，因此，还需要一次高温锻造变形，来进一步改善和完备组织。锻造变形的温度范围为1230℃～1250℃，处在γ+α两相区，所以此时的组织不会明显长大。由于此时的组织已经细化，因此，所需要的高温锻造变形的次数和变形量将减少和降低。这样，细小组织的均匀性将不会受到明显的影响，并且，适度的高温锻造变形还有利于组织的进一步细化和均匀化，确保其室温性能的稳定性。

盐浴淬火+时效的优点，就是它不象双温热处理工艺那样，通过较长的时间(通常为18～48小时)，利用板条γ相和α相之间的相转变来细化铸锭组织，也不象循环热处理那样，通过反复油冷或水冷来实现α相到块状γ相的转变以及块状γ相的分解，那样容易引起淬火裂纹，而是通过盐浴淬火来实现α相到块状γ相的转变以及随后块状γ相的分解。由于盐浴温度范围在800℃～820℃，高于TiAl合金的冷脆转变温度(一般为500℃～700℃)，所以，此时盐浴淬火时的TiAl合金仍旧处于塑性状态，盐浴淬火不会引起淬火裂纹。并且，将靠近T_α温度以上的α相快冷到T_e共析温度以下时，即约1100℃以下时，完全可以实现α相到块状γ相的转变，使得实现这一操作的步骤变的简单易行，容易控制。盐浴淬火后的时效时间一般为1～2小时，因此，使其成本大大降低，经济价值相当可观。

此种工艺不仅适合于普通成分的TiAl合金铸锭(Al含量范围为45at.％～48at.％)，而且适合于高铌含量的TiAl合金铸锭(Nb含量范围为6at.％～8at.％)；不仅适合于普通感应熔炼成型的TiAl合金铸锭，而且适合于自耗熔炼及离子束熔炼成型的TiAl合金铸锭。

附图说明

图1为Ti-Al二元相图

具体实施方式

对经过浇注或凝壳或提拉成型的TiAl合金铸锭，进行盐浴淬火+时效处理，以及随后的高温锻造变形，其具体实施方式如下：

(1)将TiAl合金铸锭加热到Tα温度以上约10℃～15℃，保温一定时间。此保温时间的长短同铸锭的厚度尺寸有关，按照1毫米/分钟来确定保温的时间。例如，100毫米的圆柱铸锭，则保温时间为50分钟。一般地，保温时间以不超过60分钟为佳。

(2)将上述铸锭快速淬入盐浴槽中，铸锭从加热炉转移到盐浴槽中的时间在5～10秒，以满足随后盐浴淬火的冷却速度大于100℃/秒的要求，使α相能够完全转变为块状γ相。铸锭在盐浴槽中保温10～20分钟。盐浴的工作温度为800℃～820℃，盐浴的成分配比为(80％～82％)BaCl₂+(18％～20％)NaCl(wt.％)。

(3)根据铸锭原始晶粒的大小，可按照上述的工艺，循环进行2～3次，以确保原始组织中粗大的α晶粒完全转化为块状γ组织。

(4)在T_α温度以下20℃～40℃进行时效处理(约1300℃～1320℃)。时效时间根据原始合金的成分配比的不同而不同，一般为1～2小时。之后再炉冷到1250℃，保温4小时，空冷至室温，得到细小的近全片层组织。

(5)在1230℃～1250℃温度范围内，进行包套锻造或等温锻造。锻造变形量不大于50％，变形速率为1×10^-2～1×10^-3/秒。锻造变形后，立刻放入900℃的空气炉中炉冷至室温，得到细小的双态组织。

术语表及图表

(1)术语表

at.％——原子百分比

wt.％——重量百分比

盐浴淬火——将工件从高温快速置入熔融的盐液中

油淬——将工件从高温快速置入淬火油中

时效——将工件在某一温度下长时保温，以便有第二相析出。

α相——六方结构Ti相

α₂——有序体心结构Ti₃Al相

γ——有序正方结构TiAl相

T_α——α相开始析出γ相的温度(降温)，或γ相溶解于α相中的温度(升温)。

T_e——发生共析转变的温度(α→α₂+γ)

冷脆转变温度——合金由塑性状态转变为脆性状态的转变温度

包套锻造——用不锈钢或高温合金将铸锭包套起来进行加热和锻造的工艺。锻造是在室温下进行。

等温锻造——工件在恒定的温度下进行锻造

双温热处理——特指在T_α和T_e温度之间，通过γ相和α相之间的相转变来细化铸锭组织的一种热处理工艺。

循环热处理——特指通过反复油冷或水冷，利用α相到块状γ相的转变以及块状γ相的分解来细化铸锭组织的一种热处理工艺。

全片层组织——全部由α₂+γ层片团组成的显微组织

近全片层组织——由α₂+γ层片团及少量等轴状γ晶粒组成的显微组织

双态组织——由大约50％的等轴状γ晶粒和大约50％的α₂+γ层片团组成的显微组织

(2)几种合金的T_α温度

表1  几种合金的T_α温度

合金	Tα转变温度(℃)
		Ti—46Al-2Cr-2Nb-1B	1320
Ti-48Al-2Cr-2Nb-1B	1370
		Ti-48Al-2Cr-2Nb	1365
Ti-46Al-4Nb-4Hf-0.1Si-1B	1360

Claims (1)

1.一种细化TiAl合金铸锭显微组织的热加工工艺，包括：首先进行一道或多道盐浴淬火+时效的热处理工艺，然后再进行一次高温锻造；其中所述的盐浴淬火+时效工艺为：将铸锭自T_α温度以上10℃～15℃快速淬入工作温度为800℃～820℃盐浴槽中，盐浴淬火的冷却速度大于100℃/s，使完全的α相能够转变为块状γ相，该铸锭在盐浴槽保温10～20分钟后，再在T_α温度以下20℃～40℃，即1300℃～1320℃进行1～2小时的时效处理，之后再炉冷到1250℃，保温4小时，空冷至室温，通过所述的时效处理使块状γ相分解析出α相；其中所述的一次高温锻造的工艺为：在1230℃～1250℃温度范围内，进行包套锻造或等温锻造，锻造变形量小于50％，变形速率为1×10^-2～1×10^-3/秒，并且锻造变形后立刻放入900℃的空气炉中炉冷至室温。

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