片層界面擇優定向的γ-TiAl合金細小全片層組織制備方法
【專利摘要】本發明涉及屬于γ-TiAl基合金金屬間化合物領域，尤其是一種片層界面擇優定向的γ-TiAl合金細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熱處理過程中的組織織構演變而得到片層界面擇優定向的細小全片層組織。技術特點為：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相具有強烈的變形織構；c.對變形組織進行α單相區固溶處理，控制固溶時間以避免α晶粒異常長大而得到細小全片層組織。本發明方法可有效解決γ-TiAl合金全片層組織室溫塑性差的問題，得到片層界面擇優定向、承載方向綜合力學性能優異的γ-TiAl合金細小全片層組織。
【專利說明】片層界面擇優定向的Y-TiAI合金細小全片層組織制備方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及屬于Y-TiAl基合金金屬間化合物領域，尤其是一種片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法。
【背景技術】
[0002]Y -TiAl合金具有低密度、高比強度、高比模量、良好的阻燃性和抗氧化性等特點，其在航空航天、汽車上的高溫結構部件有著廣泛的應用前景。Y -TiAl合金高溫結構應用一般采用高溫力學性能優異的全片層組織，但該組織較差的室溫塑性制約了其實際應用。
[0003]已有研究表明，全片層組織室溫塑性可通過熱變形細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性能也優于其他方向，如:室溫斷裂韌性、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雜、籽晶成分要求苛刻，特別是近年發展的Y-TiAl合金成分日趨復雜，籽晶法更凸顯出其局限性。
[0005](2)無籽晶法。通 過β相完全包晶轉變得到，但該方法較難得到單一取向的全片層組織，易出現大角度取向片層晶粒，并且組織存在較嚴重的微觀成分偏析。
[0006]從上述分析可知，定向凝固技術工藝流程復雜，晶體生長速率慢。同時，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，相應通過該技術制備的Y-TiAl合金零部件存在加工裝配困難的缺點。
【發明內容】
[0007]本發明的目的在于提供一種片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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，得到片層界面擇優定向、承載方向綜合力學性能優異的Y-TiAl合金細小全片層組織。
[0008]為達到上述目的，本發明的技術方案為:
[0009]一種片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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相具有強烈變形織構的組織；其次對變形組織進行α單相區固溶處理，控制固溶時間以避免α晶粒異常長大，得到片層界面擇優定向的細小全片層組織。
[0010]所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，Y-TiAl合金經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％相具有強烈的變形織構，并且Ci2相晶粒細小均勻。
[0012]所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，熱變形溫度不小于1200°C，以得到完好未產生熱裂紋的變形組織，相應組織中α 2相具有強烈的變形織構，并且α 2相晶粒細小均勻。
[0013]所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，Y-TiAl合金變形組織中，％相具有強烈的變形織構，并且％相晶粒為細小均勻的等軸晶粒或片層晶粒。
[0014]所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，按原子百分比計，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定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，固溶溫度大于Ta，固溶時間需嚴格控制；其中，Ta代表α相轉變溫度，其數值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時，Ta為1340°C。
[0016]所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，固溶處理溫度為Ta+5°C時，保溫時間為5~40min ;其中，Ta代表α相轉變溫度，其數值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時，Ta為1340°C。
[0017]所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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相變形織構相對隨機強度范圍為5~15 ;最終全片層組織平均晶粒尺寸范圍為120~150 μ m ;相應全片層組織的室溫力學性能:屈服強度為400~600MPa ;延伸率為2.0~3.5% ;斷裂韌性20~30MPa.m0.5。
`[0018]本發明的設計思想是:
[0019]Y-TiAl合金中高溫α相具有密排六方晶體結構，該晶體結構獨立滑移系有限，其在熱變形中易形成強烈的變形織構。如:擠壓變形形成強烈的〈10-10〉絲織構，鍛造變形易形成強烈的〈0001〉平行于下壓方向的絲織構。Y-TiAl合金在α單相區固溶處理中，變形組織中的有序％相晶粒首先轉變為無序α相晶粒；而α晶粒發生基面法向不變的繞〈0001〉方向旋轉30°的定向形核再結晶，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。本發明就是利用Y-TiAl合金在上述熱變形和后續α單相固溶處理過程中的組織織構轉變，首先通過熱變形得到α2相具有強烈變形織構的變形組織，而后通過α單相固溶處理制備片層界面擇優定向的細小全片層組織。
[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大。相應的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合金需經過較大變形量的變形，以得到α2相晶粒細小的變形組織。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到。熱變形溫度應不小于1200°C。這是因為:鑄錠在該溫度以下變形加工難度加大，易產生熱裂紋。此外，Y-TiAl合金也可通過引入高溫穩定的第二相阻礙α單相固溶處理中的α晶粒長大，如:硼化物和β相。但需嚴格控制其體積含量，避免a晶粒異常長大和對力學性能的負面影響。
[0021]Ci2相具有變形織構的組織應在a相轉變溫度Ta以上進行a單相固溶處理，固溶時間應保證a晶粒完全吞并Y晶粒并且不發生a晶粒異常長大。固溶溫度為Ta+5°C時，固溶時間為5~40min。固溶時間較長時，a晶粒持續長大并最終形成粗大片層晶粒，相應組織力學性能下降。
[0022]試驗證明，a 2相具有強烈變形織構的組織在a單相區固溶處理一定時間，所得全片層組織中絕大部分細小晶粒的片層界面擇優定向排列，并且該組織沿片層界面平行方向的力學性能優異。
[0023]本發明的優點及有益效果是:
[0024]1、本發明通過熱變形和后續a單相固溶處理得到了片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織，工藝簡單可行，生產效率高，流程短，避免了定向凝固技術中的復雜工藝流程，可在短周期內得到片層界面定向排列的Y-TiAl合金全片層組織。
[0025]2、本發明制備的擇優定向Y-TiAl合金全片層組織具有晶粒尺寸細小、多個片層晶粒定向排列的特點，相對于定向凝固技術得到的單一片層晶粒，其力學性能各向異性相對較小， 相應制備的Y-TiAl合金部件加工裝配難度較小，更有利于Y-TiAl合金的工程化應用。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0026]圖1為片層界面擇優定向Y -TiAl合金細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相沿擠壓方向反極圖。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％相沿擠壓方向的反極圖。
[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相沿擠壓方向的反極圖。
[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。【具體實施方式】
[0037]如圖1所示，Y -TiAl合金細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Y-TiAl合金進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相晶粒細小且具有強烈變形織構的變形組織；③變形組織在α單相區固溶處理，控制固溶時間以避免α晶粒異常長大，得到片層界面擇優定向的細小全片層組織。
[0038]本發明中，Ta代表α相轉變溫度，其數值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時，Ta為1340°C。按原子百分比計，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相變形織構強度范圍為5~15 (相對隨機強度)，固溶處理全片層組織平均晶粒尺寸范圍為120~150 μ m。相應全片層組織的室溫力學性能:屈服強度為400~600MPa ;延伸率為2.0~3.5% ;斷裂韌性20~30MPa.m0.5。 [0039]本發明片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織的制備方法，該方法首先采用常規方法制備Y-TiAl基合金，合金可含微量B元素；其次對Y-TiAl基合金進行一次或兩次以上變形量較大的熱變形，得到α 2相晶粒細小且具有強烈變形織構的變形組織；最后對變形組織進行限定時間的α單相區固溶處理。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相具有強烈的變形織構；變形組織在α單相區固溶處理一定時間。具有強烈α2相織構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單相區固溶時間限定在高溫α相完全吞并Υ晶粒，且不發生晶粒異常長大的時間范圍內，固溶溫度為Ta+5°C時，其值在40min以內(一般為5~40min)o
[0040]下面通過實施例對本發明的【具體實施方式】進一步詳細說明。
[0041]實施例1-實施例2
[0042]制備了 T1-47Al-2Cr-2Nb_0.15B合金，該合金α相轉變溫度Ta經金相法確定為1340°C。對該合金在1300°C進行包套熱擠壓變形，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相晶粒細小均勻，為等軸晶粒，組織中α 2相具有強烈的〈10-10〉絲織構。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相具有強烈的〈11-20〉絲織構，即片層界面平行于擠壓方向。上述變形組織與后續α單相固溶處理全片層組織的組織特征如表1所示。相應全片層組織沿擠壓方向的室溫塑性均達到3%以上，如表2所示。
[0043]實施例3-實施例4
[0044]制備了 T1-47Al_2Cr-2Nb-0.15B合金，該合金α相轉變溫度Ta經金相法確定為1340°C。對該合金在1250°C和1340°C溫度進行包套熱擠壓變形，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相晶粒細小均勻，分別為等軸晶粒和片層晶粒，組織中Ci2相具有強烈的〈10-10〉絲織構。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α單相固溶處理全片層組織的組織特征如表1所示。相應全片層組織沿擠壓方向的室溫塑性達到3%以上，如表2所示。
[0045]實施例5
[0046]制備了 T1-47Al-2Cr-2Nb_0.15B合金，該合金a相轉變溫度Ta經金相法確定為1340°C。對該合金依次在1300°C、128(TC和1250°C進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相等軸晶粒細小均勻，組織中多數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a單相固溶處理全片層組織的組織特征如表1所示。相應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施例和對比例的組織特征
[0048]
【權利要求】
1.一種片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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相具有強烈變形織構的組織；其次對變形組織進行a單相區固溶處理，控制固溶時間以避免a晶粒異常長大，得到片層界面擇優定向的細小全片層組織。
2.根據權利要求1所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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.根據權利要求1或2所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，其特征在于，Y-TiAl合金經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相具有強烈的變形織構，并且a 2相晶粒細小均勻。
4.根據權利要求1或2所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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，以得到完好未產生熱裂紋的變形組織，相應組織中a 2相具有強烈的變形織構，并且Ci2相晶粒細小均勻。
5.根據權利要求1或2所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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相具有強烈的變形織構，并且Ci2相晶粒為細小均勻的等軸晶粒或片層晶粒。
6.根據權利要求1所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，其特征在于，按原子百分比計，Y-TiAl合金的成分為:A143~48% ；CrO~3% ；Nb2~8% ；B0 ~0.15% ；Ti 余量。
7.根據權利要求1所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細小全片層組織制備方法，其特征在于，固溶溫度大于1\，固溶時間需嚴格控制；其中，Ta代表a相轉變溫度，其數值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時，Ta為1340°C。
8.根據權利要求1或7所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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，保溫時間為5~40min ;其中，Ta代表a相轉變溫度，其數值隨Al含量變化而變化，Al原子百分比含量為47時，Ta為1340°C。
9.根據權利要求1所述的片層界面擇優定向的Y-TiAl合金細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相變形織構相對隨機強度范圍為5~15 ;最終全片層組織平均晶粒尺寸范圍為120~150y m ;相應全片層組織的室溫力學性能:屈服強度為400~600MPa ;延伸率為2.0~3.5% ;斷裂韌性20~30MPa ? in0-5.,
【文檔編號】C22F1/18GK103757571SQ201410038402
【公開日】2014年4月30日 申請日期:2014年1月24日 優先權日:2014年1月24日
【發明者】劉仁慈, 劉冬, 崔玉友, 楊銳 申請人:中國科學院金屬研究所