片層界面擇優(yōu)定向的γ-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及屬于γ-TiAl基合金金屬間化合物領(lǐng)域，尤其是一種片層界面擇優(yōu)定向的γ-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法。該方法基于γ-TiAl合金在熱變形與后續(xù)熱處理過程中的組織織構(gòu)演變而得到片層界面擇優(yōu)定向的細(xì)小全片層組織。技術(shù)特點(diǎn)為：a.采用熱變形工藝加工γ-TiAl合金；b.γ-TiAl合金變形組織中α2相具有強(qiáng)烈的變形織構(gòu)；c.對(duì)變形組織進(jìn)行α單相區(qū)固溶處理，控制固溶時(shí)間以避免α晶粒異常長(zhǎng)大而得到細(xì)小全片層組織。本發(fā)明方法可有效解決γ-TiAl合金全片層組織室溫塑性差的問題，得到片層界面擇優(yōu)定向、承載方向綜合力學(xué)性能優(yōu)異的γ-TiAl合金細(xì)小全片層組織。
【專利說明】片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAI合金細(xì)小全片層組織制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及屬于Y-TiAl基合金金屬間化合物領(lǐng)域，尤其是一種片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法。
【背景技術(shù)】
[0002]Y -TiAl合金具有低密度、高比強(qiáng)度、高比模量、良好的阻燃性和抗氧化性等特點(diǎn)，其在航空航天、汽車上的高溫結(jié)構(gòu)部件有著廣泛的應(yīng)用前景。Y -TiAl合金高溫結(jié)構(gòu)應(yīng)用一般采用高溫力學(xué)性能優(yōu)異的全片層組織，但該組織較差的室溫塑性制約了其實(shí)際應(yīng)用。
[0003]已有研究表明，全片層組織室溫塑性可通過熱變形細(xì)化片層晶粒尺寸提高。此外，Y-TiAl合金PST晶體研究表明，片層組織的室溫塑性還可通過控制片層界面取向加以改善。片層界面平行于加載方向的PST晶體具有可觀的室溫拉伸性能，并且該方向的綜合力學(xué)性能也優(yōu)于其他方向，如:室溫?cái)嗔秧g性、高溫疲勞性能和蠕變性能等。因此，研究者試圖通過定向凝固技術(shù)得到片層界面與承載方向一致的全片層組織來提高其力學(xué)性能，主要方法有:
[0004](I)籽晶法。采用特定成分的Y-TiAl合金作為籽晶來控制片層界面取向，但該方法工藝流程復(fù)雜、籽晶成分要求苛刻，特別是近年發(fā)展的Y-TiAl合金成分日趨復(fù)雜，籽晶法更凸顯出其局限性。
[0005](2)無籽晶法。通 過β相完全包晶轉(zhuǎn)變得到，但該方法較難得到單一取向的全片層組織，易出現(xiàn)大角度取向片層晶粒，并且組織存在較嚴(yán)重的微觀成分偏析。
[0006]從上述分析可知，定向凝固技術(shù)工藝流程復(fù)雜，晶體生長(zhǎng)速率慢。同時(shí)，該方法制備的PST晶體沿片層界面垂直方向的室溫塑性和斷裂韌性非常差，相應(yīng)通過該技術(shù)制備的Y-TiAl合金零部件存在加工裝配困難的缺點(diǎn)。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0007]本發(fā)明的目的在于提供一種片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，該方法可有效解決Y-TiAl合金全片層組織室溫塑性差的問題，得到片層界面擇優(yōu)定向、承載方向綜合力學(xué)性能優(yōu)異的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織。
[0008]為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案為:
[0009]一種片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，該方法首先采用熱變形工藝加工Y-TiAl合金，最終得到^2相具有強(qiáng)烈變形織構(gòu)的組織；其次對(duì)變形組織進(jìn)行α單相區(qū)固溶處理，控制固溶時(shí)間以避免α晶粒異常長(zhǎng)大，得到片層界面擇優(yōu)定向的細(xì)小全片層組織。
[0010]所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，采用包套熱擠壓、包套近等溫鍛造或等溫鍛造等熱變形工藝加工Y-TiAl合金。
[0011]所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，Y-TiAl合金經(jīng)過一次或兩次以上熱變形，最終變形量較大；其中，擠壓變形的擠壓比需在6以上，鍛造變形壓下量需在60%以上，最終變形組織中％相具有強(qiáng)烈的變形織構(gòu)，并且Ci2相晶粒細(xì)小均勻。
[0012]所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，熱變形溫度不小于1200°C，以得到完好未產(chǎn)生熱裂紋的變形組織，相應(yīng)組織中α 2相具有強(qiáng)烈的變形織構(gòu)，并且α 2相晶粒細(xì)小均勻。
[0013]所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，Y-TiAl合金變形組織中，％相具有強(qiáng)烈的變形織構(gòu)，并且％相晶粒為細(xì)小均勻的等軸晶?；蚱瑢泳Я?。
[0014]所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，按原子百分比計(jì)，Y -TiAl合金的成分為:Α143~48% ；CrO~3% ；Nb2~8% ；B0~0.15% ；Ti余量。
[0015]所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，固溶溫度大于Ta，固溶時(shí)間需嚴(yán)格控制；其中，Ta代表α相轉(zhuǎn)變溫度，其數(shù)值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時(shí)，Ta為1340°C。
[0016]所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，固溶處理溫度為Ta+5°C時(shí)，保溫時(shí)間為5~40min ;其中，Ta代表α相轉(zhuǎn)變溫度，其數(shù)值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時(shí)，Ta為1340°C。
[0017]所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，變形組織中α 2相晶粒尺寸范圍為0.5~40 μ m，α 2相變形織構(gòu)相對(duì)隨機(jī)強(qiáng)度范圍為5~15 ;最終全片層組織平均晶粒尺寸范圍為120~150 μ m ;相應(yīng)全片層組織的室溫力學(xué)性能:屈服強(qiáng)度為400~600MPa ;延伸率為2.0~3.5% ;斷裂韌性20~30MPa.m0.5。
`[0018]本發(fā)明的設(shè)計(jì)思想是:
[0019]Y-TiAl合金中高溫α相具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)，該晶體結(jié)構(gòu)獨(dú)立滑移系有限，其在熱變形中易形成強(qiáng)烈的變形織構(gòu)。如:擠壓變形形成強(qiáng)烈的〈10-10〉絲織構(gòu)，鍛造變形易形成強(qiáng)烈的〈0001〉平行于下壓方向的絲織構(gòu)。Y-TiAl合金在α單相區(qū)固溶處理中，變形組織中的有序％相晶粒首先轉(zhuǎn)變?yōu)闊o序α相晶粒；而α晶粒發(fā)生基面法向不變的繞〈0001〉方向旋轉(zhuǎn)30°的定向形核再結(jié)晶，并且吞并周邊等軸Y晶粒而形成α單相組織；α晶粒在冷卻過程中按照Blackburn取向關(guān)系相變形成α 2+Y片層，即兩相片層界面平行于母相α晶粒的{0001}基面。根據(jù)前面的分析可知，最終形成的片層晶粒的片層界面平行于初始變形組織中％相晶粒的{0001}基面。本發(fā)明就是利用Y-TiAl合金在上述熱變形和后續(xù)α單相固溶處理過程中的組織織構(gòu)轉(zhuǎn)變，首先通過熱變形得到α2相具有強(qiáng)烈變形織構(gòu)的變形組織，而后通過α單相固溶處理制備片層界面擇優(yōu)定向的細(xì)小全片層組織。
[0020]已有研究表明，單相固溶熱處理中，超過一定臨界尺寸的晶粒將迅速長(zhǎng)大。相應(yīng)的α單相組織中尺寸較大的α晶粒將吞并周邊小晶粒而形成粗大片層晶粒。因此，Y-TiAl合金需經(jīng)過較大變形量的變形，以得到α2相晶粒細(xì)小的變形組織。如:擠壓變形的擠壓比需在6以上(一般為6~11)，鍛造變形壓下量需在60%以上(一般為60~70%)。較大的變形量可通過一次或兩次以上變形達(dá)到。熱變形溫度應(yīng)不小于1200°C。這是因?yàn)?鑄錠在該溫度以下變形加工難度加大，易產(chǎn)生熱裂紋。此外，Y-TiAl合金也可通過引入高溫穩(wěn)定的第二相阻礙α單相固溶處理中的α晶粒長(zhǎng)大，如:硼化物和β相。但需嚴(yán)格控制其體積含量，避免a晶粒異常長(zhǎng)大和對(duì)力學(xué)性能的負(fù)面影響。
[0021]Ci2相具有變形織構(gòu)的組織應(yīng)在a相轉(zhuǎn)變溫度Ta以上進(jìn)行a單相固溶處理，固溶時(shí)間應(yīng)保證a晶粒完全吞并Y晶粒并且不發(fā)生a晶粒異常長(zhǎng)大。固溶溫度為Ta+5°C時(shí)，固溶時(shí)間為5~40min。固溶時(shí)間較長(zhǎng)時(shí)，a晶粒持續(xù)長(zhǎng)大并最終形成粗大片層晶粒，相應(yīng)組織力學(xué)性能下降。
[0022]試驗(yàn)證明，a 2相具有強(qiáng)烈變形織構(gòu)的組織在a單相區(qū)固溶處理一定時(shí)間，所得全片層組織中絕大部分細(xì)小晶粒的片層界面擇優(yōu)定向排列，并且該組織沿片層界面平行方向的力學(xué)性能優(yōu)異。
[0023]本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)及有益效果是:
[0024]1、本發(fā)明通過熱變形和后續(xù)a單相固溶處理得到了片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織，工藝簡(jiǎn)單可行，生產(chǎn)效率高，流程短，避免了定向凝固技術(shù)中的復(fù)雜工藝流程，可在短周期內(nèi)得到片層界面定向排列的Y-TiAl合金全片層組織。
[0025]2、本發(fā)明制備的擇優(yōu)定向Y-TiAl合金全片層組織具有晶粒尺寸細(xì)小、多個(gè)片層晶粒定向排列的特點(diǎn)，相對(duì)于定向凝固技術(shù)得到的單一片層晶粒，其力學(xué)性能各向異性相對(duì)較小， 相應(yīng)制備的Y-TiAl合金部件加工裝配難度較小，更有利于Y-TiAl合金的工程化應(yīng)用。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0026]圖1為片層界面擇優(yōu)定向Y -TiAl合金細(xì)小全片層組織制備工藝過程。
[0027]圖2為Y -TiAl合金1300°C包套熱擠壓變形組織。其中，(a)圖的擠壓比為8，(b)圖的擠壓比為11。圖中，彩色晶粒為％相，灰色晶粒為Y相。
[0028]圖3為Y -TiAl合金1300°C包套熱擠壓變形組織中a 2相沿?cái)D壓方向反極圖。其中，(a)圖的擠壓比為8，(b)圖的擠壓比為11。
[0029]圖4為Y -TiAl合金1300°C包套熱擠壓變形組織1340°C固溶5min的組織。其中，
(a)圖的擠壓比為8，(b)圖的擠壓比為11。
[0030]圖5為￥-1141合金13001:包套熱擠壓變形組織(擠壓比為11) 1340°〇固溶51^11組織中％相沿?cái)D壓方向的反極圖。
[0031]圖6為Y-TiAl合金1250°C (a)和1340°C (b)包套熱擠壓變形組織(擠壓比均為8)。圖中，彩色晶粒為a 2相，灰色晶粒為Y相。
[0032]圖7為Y-TiAl合金1250°C (a)和1340°C (b)包套熱擠壓變形組織(擠壓比均為8)中a 2相沿?cái)D壓方向的反極圖。
[0033]圖8為Y-TiAl合金1250°C (a)和1340°C (b)包套熱擠壓變形組織(擠壓比均為8) 1340°C固溶5min的組織。
[0034]圖9為Y -TiAl合金包套近等溫鍛造組織(多道次變形，最終壓下量為65%)。圖中，彩色晶粒為a 2相晶粒，灰色晶粒為Y相晶粒。
[0035]圖10為Y -TiAl合金多道次包套近等溫鍛造組織(壓下量為65%)中a 2相沿下壓方向的反極圖。
[0036]圖11為Y -TiAl合金鍛造組織1340°C保溫5min后的顯微組織?！揪唧w實(shí)施方式】
[0037]如圖1所示，Y -TiAl合金細(xì)小全片層組織制備的工藝過程如下:①制備Y -TiAl合金鑄錠；②對(duì)Y-TiAl合金進(jìn)行一次或兩次以上熱變形，變形量大，變形溫度不小于1200°C，以得到α2相晶粒細(xì)小且具有強(qiáng)烈變形織構(gòu)的變形組織；③變形組織在α單相區(qū)固溶處理，控制固溶時(shí)間以避免α晶粒異常長(zhǎng)大，得到片層界面擇優(yōu)定向的細(xì)小全片層組織。
[0038]本發(fā)明中，Ta代表α相轉(zhuǎn)變溫度，其數(shù)值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時(shí)，Ta為1340°C。按原子百分比計(jì)，Y-TiAl合金的成分為:A143~48% ；CrO~3% ；Nb2~8% ；B0~0.15% ；Ti余量。所得變形組織中α 2相晶粒尺寸范圍為0.5~40 μ m，α 2相變形織構(gòu)強(qiáng)度范圍為5~15 (相對(duì)隨機(jī)強(qiáng)度)，固溶處理全片層組織平均晶粒尺寸范圍為120~150 μ m。相應(yīng)全片層組織的室溫力學(xué)性能:屈服強(qiáng)度為400~600MPa ;延伸率為2.0~3.5% ;斷裂韌性20~30MPa.m0.5。 [0039]本發(fā)明片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織的制備方法，該方法首先采用常規(guī)方法制備Y-TiAl基合金，合金可含微量B元素；其次對(duì)Y-TiAl基合金進(jìn)行一次或兩次以上變形量較大的熱變形，得到α 2相晶粒細(xì)小且具有強(qiáng)烈變形織構(gòu)的變形組織；最后對(duì)變形組織進(jìn)行限定時(shí)間的α單相區(qū)固溶處理。其特征在于采用熱變形工藝加工Y-TiAl基合金；變形所得組織中Ci2相具有強(qiáng)烈的變形織構(gòu)；變形組織在α單相區(qū)固溶處理一定時(shí)間。具有強(qiáng)烈α2相織構(gòu)的變形組織通過一次或兩次以上變形得到，最終變形量大，變形溫度不小于1200°C。α單相區(qū)固溶時(shí)間限定在高溫α相完全吞并Υ晶粒，且不發(fā)生晶粒異常長(zhǎng)大的時(shí)間范圍內(nèi)，固溶溫度為Ta+5°C時(shí)，其值在40min以內(nèi)(一般為5~40min)o
[0040]下面通過實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的【具體實(shí)施方式】進(jìn)一步詳細(xì)說明。
[0041]實(shí)施例1-實(shí)施例2
[0042]制備了 T1-47Al-2Cr-2Nb_0.15B合金，該合金α相轉(zhuǎn)變溫度Ta經(jīng)金相法確定為1340°C。對(duì)該合金在1300°C進(jìn)行包套熱擠壓變形，擠壓比分別為8和11。變形組織如圖2所示，相應(yīng)組織中a2相反極圖如圖3所示。從圖中可看出，變形組織中α 2相晶粒細(xì)小均勻，為等軸晶粒，組織中α 2相具有強(qiáng)烈的〈10-10〉絲織構(gòu)。變形組織1340°C單相固溶處理5min后的組織如圖4所示，從圖中可看出，組織中大多數(shù)晶粒的片層界面平行或近平行于擠壓方向。該組織(擠壓比為11)中％相的反極圖如圖5所示，從圖中可看出，Ci2相具有強(qiáng)烈的〈11-20〉絲織構(gòu)，即片層界面平行于擠壓方向。上述變形組織與后續(xù)α單相固溶處理全片層組織的組織特征如表1所示。相應(yīng)全片層組織沿?cái)D壓方向的室溫塑性均達(dá)到3%以上，如表2所示。
[0043]實(shí)施例3-實(shí)施例4
[0044]制備了 T1-47Al_2Cr-2Nb-0.15B合金，該合金α相轉(zhuǎn)變溫度Ta經(jīng)金相法確定為1340°C。對(duì)該合金在1250°C和1340°C溫度進(jìn)行包套熱擠壓變形，擠壓比為8。最終變形組織和變形組織中a2相反極圖分別如圖6和圖7所示。從圖中可看出，變形組織中Ci2相晶粒細(xì)小均勻，分別為等軸晶粒和片層晶粒，組織中Ci2相具有強(qiáng)烈的〈10-10〉絲織構(gòu)。該合金1340°C單相固溶處理組織如圖8所示，從圖中可看出，組織中大多數(shù)晶粒的片層界面平行或近平行于擠壓方向。上述變形組織與后續(xù)α單相固溶處理全片層組織的組織特征如表1所示。相應(yīng)全片層組織沿?cái)D壓方向的室溫塑性達(dá)到3%以上，如表2所示。
[0045]實(shí)施例5
[0046]制備了 T1-47Al-2Cr-2Nb_0.15B合金，該合金a相轉(zhuǎn)變溫度Ta經(jīng)金相法確定為1340°C。對(duì)該合金依次在1300°C、128(TC和1250°C進(jìn)行三道次包套近等溫鍛造變形，最終壓下量為65%。最終變形組織和變形組織中a 2相反極圖分別如圖9和圖10所示。從圖中可看出，變形組織中a 2相等軸晶粒細(xì)小均勻，組織中多數(shù)a 2相〈0001〉方向平行于下壓方向。該合金1340°C單相固溶處理組織如圖11所示，從圖中可看出，組織中大多數(shù)晶粒的片層界面垂直或近垂直于下壓方向。上述變形組織與后續(xù)a單相固溶處理全片層組織的組織特征如表1所示。相應(yīng)組織沿水平方向的室溫塑性在2%以上，如表2所示。
[0047]表1不同工藝制備的全片層組織實(shí)施例和對(duì)比例的組織特征
[0048]
【權(quán)利要求】
1.一種片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，該方法首先采用熱變形工藝加工Y-TiAl合金，最終得到a 2相具有強(qiáng)烈變形織構(gòu)的組織；其次對(duì)變形組織進(jìn)行a單相區(qū)固溶處理，控制固溶時(shí)間以避免a晶粒異常長(zhǎng)大，得到片層界面擇優(yōu)定向的細(xì)小全片層組織。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，采用包套熱擠壓、包套近等溫鍛造或等溫鍛造等熱變形工藝加工Y-TiAl合金。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，Y-TiAl合金經(jīng)過一次或兩次以上熱變形，最終變形量較大；其中，擠壓變形的擠壓比需在6以上，鍛造變形壓下量需在60%以上，最終變形組織中a 2相具有強(qiáng)烈的變形織構(gòu)，并且a 2相晶粒細(xì)小均勻。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，熱變形溫度不小于1200°C，以得到完好未產(chǎn)生熱裂紋的變形組織，相應(yīng)組織中a 2相具有強(qiáng)烈的變形織構(gòu)，并且Ci2相晶粒細(xì)小均勻。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，Y-TiAl合金變形組織中，a 2相具有強(qiáng)烈的變形織構(gòu)，并且Ci2相晶粒為細(xì)小均勻的等軸晶?；蚱瑢泳Я?。
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，按原子百分比計(jì)，Y-TiAl合金的成分為:A143~48% ；CrO~3% ；Nb2~8% ；B0 ~0.15% ；Ti 余量。
7.根據(jù)權(quán)利要求1所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，固溶溫度大于1\，固溶時(shí)間需嚴(yán)格控制；其中，Ta代表a相轉(zhuǎn)變溫度，其數(shù)值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時(shí)，Ta為1340°C。
8.根據(jù)權(quán)利要求1或7所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，固溶處理溫度為Ta+5°C時(shí)，保溫時(shí)間為5~40min ;其中，Ta代表a相轉(zhuǎn)變溫度，其數(shù)值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時(shí)，Ta為1340°C。
9.根據(jù)權(quán)利要求1所述的片層界面擇優(yōu)定向的Y-TiAl合金細(xì)小全片層組織制備方法，其特征在于，變形組織中a2相晶粒尺寸范圍為0.5~40pm，a 2相變形織構(gòu)相對(duì)隨機(jī)強(qiáng)度范圍為5~15 ;最終全片層組織平均晶粒尺寸范圍為120~150y m ;相應(yīng)全片層組織的室溫力學(xué)性能:屈服強(qiáng)度為400~600MPa ;延伸率為2.0~3.5% ;斷裂韌性20~30MPa ? in0-5.,
【文檔編號(hào)】C22F1/18GK103757571SQ201410038402
【公開日】2014年4月30日 申請(qǐng)日期:2014年1月24日 優(yōu)先權(quán)日:2014年1月24日
【發(fā)明者】劉仁慈, 劉冬, 崔玉友, 楊銳 申請(qǐng)人:中國(guó)科學(xué)院金屬研究所