改善β凝固高Nb‑TiAl合金在水汽环境中脆性的热处理工艺的制作方法

本发明属于金属材料中的金属间化合物技术领域，特别提供一种改善β凝固高Nb-TiAl合金组织抵抗水汽环境脆性能力，进而实现改善力学性能稳定性的热处理方法。

背景技术：

TiAl金属间化合物因其优异的高温力学性能、低密度、优良的抗氧化性能并兼具阻燃性能等优点而在航空航天、核能、航海等领域有着广阔的应用前景，被认为是最有应用潜力的新一代轻质高温结构材料。鉴于TiAl基合金的性能强烈依赖于合金成分，在很长的一段时间内学者们对TiAl基合金的研究主要集中在通过合金化的手段控制合金组织形态，进而实现对合金力学性能的改善。陈国良等人(CN 1069775A)发明的Nb-Ti-Al系合金的抗氧化性、屈服强度较TiAl合金都有大幅的的提升。良好的性能使得高Nb-TiAl受到广泛的关注并成为TiAl合金重要的研究方向之一。经过国内外学者的进一步研究发现对于合金成分在Ti-45Al-(5-10)Nb范围内的高Nb-TiAl合金由于其组织细小、热加工性能好等优点，成为最具应用潜能的高Nb-TiAl合金。分析原因发现这与合金的成分及凝固路径存在着直接的关系。而这类合金也称为β凝固高Nb-TiAl合金。

然而，TiAl基金属间化合物作为工程材料存在一个严重的脆性问题，严重制约的合金的应用进程。TiAl金属间化合物在室温时的塑性低、断裂韧性差、抗损伤能力及成形加工困难仍是其实用化的最大障碍，在相当长的一段时间严重阻碍其作为结构材料在航空航天等重要领域的应用。同时，值得注意的是，除了本征脆性外，环境因素所导致的环境脆性问题也同样不可忽视。早在1998年，S.E.Kim等人(METALS AND MATERIALS,Vol.4,No.1(1998),pp.47-51)就发现水汽对TiAl基合金的脆性有显著的影响，大大降低了合金的力学性能。在随后的十多年中，越来越多的学者开始关注水汽对TiAl合金的影响。然而就目前而言，对于TiAl合金热处理工艺研究仍集中在组织控制等提高性能上。如刘仁慈等(CN 103757571A)通过锻造和热处理工艺制备出具有细小片层的TiAl合金，以期改善力学性能。王中金等(CN 101319297A)采用向铸态TiAl基合金中通入脉冲电流的方法实现组织的细化。林均品等人(CN 101020983A)发明的如何消除大尺寸高铌TiAl铸锭的偏析现象和细化合金组织的热处理方法。但是对于如何通过热处理工艺改善最具应用前景的β凝固高Nb-TiAl在水汽环境下的脆性问题，进而提高合金力学性能稳定性的问题还没有得到关注。

然而，目前各国学者的研究均集中在如何改善其本征脆性，即室温脆性问题。目前用于改善TiAl合金室温脆性的方法可归纳为合金化法和热加工。

1合金化法：通过合金化来改善γ-TiAl金属间化合物室温脆性，是近年来TiAl合金研究的一个重要方向。目前发展的TiAl基合金的成分为Ti(46～52)at％Al(1～10)at％M，其中M为Cr、Mn、V、Mo、Ta等元素中的一种或几种。合金化法改善TiAl合金室温脆性的基本机制为：(1)细化晶粒，以提高合金的延展性；(2)调控合金显微组织，获得具有较大体积百分量的细小的全片层组织，以均衡提高TiAI合金室温拉伸性能和断裂韧性；(3)净化合金，降低氧、氮等间隙式杂质元素的含量。

2热加工法：解决TiAl室温脆性的另一重要途径是通过控制热加工工艺参数来达到的。这一方法的基本原理可归纳为：(1)获得细晶组织，减少滑移长度、增加非滑移系，从而提高塑性；(2)控制工艺参数，减少成分偏析和晶粒大小的不均匀性。

综上所述，目前对于如何通过热处理工艺改善最具应用前景的β凝固高Nb-TiAl合金水汽环境下的脆性，进而提高合金力学性能稳定性的问题还没有得到解决。本发明特别提供一种改善最具应用前景的β凝固高Nb-TiAl水汽环境下的脆性问题，进而提高合金力学性能稳定性的热处理方法。

技术实现要素：

为克服现有技术中存在的水汽环境下β凝固高Nb-TiAl的脆性显著、降低了该合金的力学性能的不足，本发明提出了一种改善β凝固高Nb-TiAl合金在水汽环境中脆性的热处理工艺。

本发明的具体步骤是：

步骤1，制备β凝固高Nb-TiAl合金试样。

在制备β凝固高Nb-TiAl合金试样时，需对所述β凝固高Nb-TiAl合金试样超声波清洗并吹干后，置于热处理炉中，抽真空并通入氩气进行保护。

所述抽真空的真空度为1×10^-3Pa～1×10^-4Pa。

步骤2，热处理。将β凝固高Nb-TiAl合金试样试样放入箱式高温热处理炉中采用阶梯升温的方式升温至1220～1260℃。对升温至1220～1260℃的β凝固高Nb-TiAl合金试样进行保温，保温时间为3～9h；保温结束后，所述β凝固高Nb-TiAl合金试样随炉冷却至室温。得到改善了水汽环境中脆性的β凝固高Nb-TiAl合金。

所述阶梯升温过程是：在室温至850～950℃之间，升温速率为8～12℃/min；当温度达到850～950℃以上后，升温速率为4～6℃/min。

本发明改善了β凝固高Nb-TiAl合金水汽环境脆性的简单化的热处理工艺，实现了该β凝固高Nb-TiAl合金力学性能的稳定，为β凝固高Nb-TiAl合金的实际应用提供理论基础。

首先对TiAl的组织进行一个简单的介绍，TiAl是典型的Bethollide型化合物，任何温度下均呈有序状态。根据铝含量的高低，TiAl合金可分为γ单相合金(≥49at％Al)和γ+α₂双相合金(<49at％Al)，γ+α₂双相合金按组织形态又可分为四类：(1)全片层组织(FL)，由较大的层片(α₂/γ片层)块组成；(2)近片层组织(NL)，由少量的等轴γ晶粒和大量α₂/γ层片组织构成：(3)近γ组织(NG)，由粗大的γ等轴晶及少量较细的α2/γ片层混合组成：(4)双态组织(DP)，由近乎等量的等轴γ晶粒和α2/γ片层组织构成。以上这四种典型结构的合金还没有从根本上解决室温脆性问题。目前已有许多文献报导人们从化学成份、晶体结构以及原子的电子结构等多方面对影响TiAl合金室温脆性的因素进行研究。经过近几十年国内外学者的研究发现对于合金成分在Ti-45Al-(5-10)Nb范围内的高Nb-TiAl合金由于其组织细小、热加工性能好等优点，成为最具应用潜能的高Nb-TiAl合金。分析原因发现这与合金的成分及凝固路径存在着直接的关系。而这类合金也称为β凝固高Nb-TiAl合金。

对于此类最具应用前景的β凝固高Nb-TiAl合金，其本征脆性的控制已经达到一个较好的状态。另一个不能忽略的问题：环境脆性便凸现出来。然而就目前而言针对β凝固高Nb-TiAl合金并未有相关的方法来提高其环境脆性的抗力。所以发明人希望提出一个提能够高β凝固高Nb-TiAl合金环境脆性抗力的方法。由于就目前的β凝固高Nb-TiAl合金其成分已经较为成熟，同时对于合金化来提高β凝固高Nb-TiAl合金进行环境抗力，需进行新的成分设计，周期长，成本高。所以发明人选择通过热处理来进行组织调控，以期提高β凝固高Nb-TiAl合金环境脆性抗力。

就目前而言，TiAl合金的热处理方法主流的处理温度均高于1300℃的α单相区进行。如已经在空客787上应用的Ti-48Al-2Cr-Nb。其铸造后先在1400℃进行1h处理，之后进行循环热处理。对于β凝固高Nb-TiAl合金，此前学者们认为β相为偏析对合金的性能不利。其消除β相的温度更高，达到1500℃左右。然而，近年学者们研究发现β相的存在，对于合金的锻造是有利的。所以，对于β凝固高Nb-TiAl合金，β相的利弊存在争议。经过发明人长时间的实验积累，发现在温度低于1300℃的γ+α₂相区进行热处理时，由于β相转变为γ相，合金的环境脆性能力得到了大幅度的提高。同时由于合金的组织受热处理温度、升温速率、保温时间等因素的影响，需要依靠大量的实验得到，并对实验得到的参数进行综合的分析、筛选和评判，最终确定合理的热处理工艺参数，以实现本发明的目的。

本发明取得的效果具体表现在：

1、通过上述热处理工艺可以使得β凝固高Nb-TiAl合金体系的抗水汽环境脆性能力得到明显改善。通过图4、图5和图2、图3的对比，可以看出：断裂延伸率的下降比例：铸态组织为12.46％远远大于1240℃热处理后的组织的6.56％；断裂强度的下降比例：铸态组织为4.11％远远大于1240℃热处理后的组织的2.68％。这表明经过此热处理工艺后，组织的抗水汽环境脆性能力有了明显的提高。

2、此热处理工艺操作相对简单，对设备要求低，成本较低。增加了该工艺的实际应用和可操作性。

附图说明

图1是Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)SEM-BSE照片，其中：图1a是Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)铸态照片，图1b是Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)在1240℃保温3h照片，图1c是Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)在1220℃保温6h照片，图1d是Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)在1260℃保温9h照片。

图2是铸态Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)在空气中的力学性能。

图3是铸态Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)在水汽环境介质中的力学性能。

图4是1240℃保温3h后Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)在空气中的力学性能。

图5是1240℃保温3h后Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)在水汽环境中的力学性能。

图6是本发明的流程图。

具体实施方式

实施例1：

本实施例是一种提高水汽环境脆性抗力的热处理工艺。具体步骤是：

步骤1，制备试样。从通过电子束熔炼法熔炼得到的Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)的β凝固高Nb-TiAl合金铸锭上取样。所述β凝固高Nb-TiAl合金铸锭的显微组织如图1a所示。所述β凝固高Nb-TiAl合金试样的尺寸为100×30×30mm，经超声波清洗并吹干后将试样放入热处理炉中，进行抽真空并通入氩气进行保护，真空度为5×10^-4Pa。

步骤2，热处理。将试样放入箱式高温热处理炉中，采用阶梯式随炉升温至1240℃。升温速率：其中在室温至900℃升温速率为10℃/min；900℃以上升温速率为5℃/min。然后对升温至1240℃的试样进行保温，保温时间为3h，随炉冷却至室温。

实验结果如图1所示。图1a所示的现有技术的铸态组织与图1b所示的本实施例热处理3h后的组织进行对比可以发现，二者的显微组织类型并未发生改变，由于热处理工艺的选择，使得在片层团界面处部分的β相转化为γ相。通过图2所示的现有技术的铸态合金在空气环境下与图3所示的铸态合金在水汽环境下力学性能的对比可以看出：断裂延伸率的下降比例为12.46％，断裂强度的下降比例为4.11％；而图4所示的本实施例得到的β凝固高Nb-TiAl合金在空气和水汽环境下力学性能的对比可以看出：断裂延伸率的下降比例为6.56％；断裂强度的下降比例为2.68％，如图5所示。这表明经过本实施例的热处理工艺后，所述β凝固高Nb-TiAl合金组织的抗水汽环境脆性能力有了明显的提高。

实施例2：

步骤1，制备试样。从通过电子束熔炼法熔炼得到的Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)的β凝固高Nb-TiAl合金铸锭上取样。所述β凝固高Nb-TiAl合金铸锭的显微组织如图1a所示。所述β凝固高Nb-TiAl合金试样的尺寸为100×30×30mm，经超声波清洗并吹干后将试样放入热处理炉中，进行抽真空并通入氩气进行保护，真空度为1×10^-3Pa。

步骤2，热处理。将试样放入箱式高温热处理炉中，采用阶梯式随炉升温至1220℃。升温速率：其中在室温至850℃升温速率为8℃/min；850℃以上升温速率为4℃/min。然后对升温至1220℃的试样进行保温，保温时间为6h，随炉冷却至室温。

实验结果如图1c所示。通过图1c本实施例热处理3h后的组织和图1b实施例1热处理3h后的组织进行对比可以发现，由于热处理工艺的选择，使得1220℃热处理6h组织在片层团界面处部分的β相转化为γ相。根据1240℃热处理3h实验性能结果，可以判断1220℃热处理6h的合金组织的抗环境脆性能力有了明显的提高。

实施例3：

步骤1，制备试样。从通过电子束熔炼法熔炼得到的Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)的β凝固高Nb-TiAl合金铸锭上取样。所述β凝固高Nb-TiAl合金铸锭的显微组织如图1a所示。所述β凝固高Nb-TiAl合金试样的尺寸为100×30×30mm，经超声波清洗并吹干后将试样放入热处理炉中，进行抽真空并通入氩气进行保护，真空度为1×10^-4Pa。

步骤2，热处理。将试样放入箱式高温热处理炉中，采用阶梯式随炉升温至1260℃。升温速率：其中在室温至950℃升温速率为12℃/min；950℃以上升温速率为6℃/min。然后对升温至1260℃的试样进行保温，保温时间为9h，随炉冷却至室温。

实验结果如图1d所示。通过图1d本实施例热处理9h组织和图1b实施例1热处理3h后的组织进行对比可以发现，由于热处理工艺的选择，使得1260℃热处理9h组织在片层团界面处部分的β相转化为γ相。根据1240℃热处理3h实验性能结果，可以判断1260℃热处理9h的合金组织的抗环境脆性能力有了明显的提高。