处理铝化钛金属间组合物的方法与流程

处理铝化钛金属间组合物的方法相关申请的交叉引用本申请请求美国临时申请号61/614,751(2012年3月23日提交)的权益，其内容通过引用并入本文。技术领域本发明总的涉及含有钛和铝的组合物及其处理。更特别地，本发明涉及处理铸件铝化钛金属间组合物的方法，该方法带有热等静压(hotisostaticpressing)和热处理以闭合多孔结构并产生期望的微观结构。

背景技术：
因为重量和耐高温强度是气体涡轮发动机设计中主要的考虑，所以持续努力以制造在升高的温度下具有高强度的相对轻重量的合金/组合物。在本领域中熟知，钛基合金体系具有适合于相对高温应用的机械性质。钛基合金的高温性能已通过使用基于铝化钛化合物Ti3Al(阿尔法-2(α-2)合金)和TiAl(伽马(γ)合金)的钛金属间体系而提高。这些铝化钛金属间化合物(或，为方便起见，TiAl金属间物)一般特征在于相对轻的重量，然而已知其能在升高的温度下呈现高的强度、蠕变强度和耐疲劳性。已知铬和铌的添加促进TiAl金属间物的某些性质，例如氧化抗性、延性、强度等。作为非限制性实例，Huang的美国专利号4,879,092公开一种具有Ti46-50Al46-50Cr2Nb2的近似式(或名义上约Ti-48Al-2Cr-2Nb)的铝化钛金属间组合物。认为该合金(本文称为48-2-2合金)具有最多约1400℉(约760℃)的名义温度性能，具有最多约1500℉(约815℃)的有用但减低的性能。在用于商用飞行器的气体涡轮发动机中，48-2-2合金很适合用于低压涡轮叶片(LPTB)应用。从TiAl金属间物生产组件由于它们相对低的延性以及典型期望这些组合物可挤出、可锻、可轧和/或可铸而变复杂。一般进行热等静压(HIP)以消除铝化钛金属间物铸件中的内部空隙和微孔结构。因为一般在HIP后进行的不受控的冷却速率不能有效产生期望的微观结构，对HIP后热处理的响应性是另一个期望的特征以取得特定应用所需的微观结构和机械性质。HIP循环一般与铸件处理中的热处理循环独立。例如，使用图3所示的过程在48-2-2合金的铸件中获得了期望的微观结构和机械性质。在生产铸件之后，进行HIP前热处理，温度范围为约1800-约2000℉(约980-约1090℃)且持续时间为约5-12小时。其后，将铸件冷却和转移到HIP室，然后在约2165℉下经受高压HIP步骤(例如，25ksi(约1720bar)或更高)约3小时的持续时间。然后将经HIP的铸件冷却，从HIP室移出，然后在约2200℉的温度下经受HIP后固溶处理约2小时的持续时间。该序列需要使用至少二个不同容器并将铸件从这些容器装载和卸载三次。除引起额外的成本和循环时间外，该过程已经与铝从铸件表面的损失相联系，其导致降低的环境和/或机械性质。意外地，例如通过旋转铸造从48-2-2合金生产，用来生产低压涡轮叶片的终形铸件(net-shapecasting)并未对上述热处理过程或对常规TiAl铸件采用的其它过程(例如重力铸造(gravitycasting)和积压铸件(overstockcasting))响应良好。特别地，通过终形铸造方法加工的48-2-2合金终形铸件不产生含有等轴和层状γTiAl形态的期望的双重微观结构，这些形态提高铸件的延性，特别是当层状结构的体积分数为约10-约90％时，特别是如果层状结构的体积分数为约20-约80％且理想地为约30-约70％。图1和图2是显示存在于两个常规TiAl铸件的期望的双重微观结构的显微照片。鉴于上文，需要一种方法，其能处理TiAl金属间物(包括但不限于48-2-2合金的终形几何形状)以产生含有等轴和层状形态的双重微观结构。还期望这种方法不需要其中铸件需要在多个不同容器之间转移的序列。

技术实现要素：
本发明提供能处理含有钛和铝的组合物，尤其是基于TiAl(γ)金属间化合物的铝化钛金属间组合物(TiAl金属间物)，以产生期望的微观结构的方法。该方法具有在单个容器中进行的进一步的能力，得到相比常规方法较不复杂的过程，所述常规方法用于生产需要空隙闭合(例如通过HIP)和热处理的组合物。根据本发明的第一方面，一种处理铝化钛金属间组合物的方法包括：在至少1260℃(约2300℉)的温度下将组合物热等静压，将组合物冷却到不小于1120℃(约2050℉)的温度，在约1150-约1200℃(约2100-约2200℉)的温度下热处理组合物，然后将组合物冷却到室温。在以上程序之后，所述铝化钛金属间组合物呈现期望的双重微观结构，所述双重微观结构含有γTiAl相的等轴和层状形态。根据本发明的第二方面，一种处理铝化钛金属间组合物的替代方法包括：将铝化钛金属间组合物热等静压，冷却该组合物，在至少1260℃(约2300℉)的温度下将组合物热处理约2.5-约5小时，将组合物冷却到不小于1120℃(约2050℉)的温度，在约1150-约1200℃(约2100-约2200℉)的保持温度下将组合物保持约2-约6小时的持续时间，然后将组合物冷却到室温。在该程序之后，所述铝化钛金属间组合物呈现期望的双重微观结构，所述双重微观结构含有γTiAl相的等轴和层状形态。本发明的技术效果是能在TiAl金属间物中产生期望的双重微观结构，其可能难以另外获得，特别是若通过终形铸造方法(例如旋转铸造)和可能某些其它铸造技术生产。另一个技术效果是能利用在从HIP步骤冷却下来期间的能量可用于相平衡，以协助随后的热处理，这决定了排除对常规的热处理前和热处理后循环(其可能导致铝从铸件表面损失以及引起额外的成本和循环时间)的需要。用通过终形铸造方法(例如旋转铸造)生产的终形铸件，在前述的48-2-2合金中特别地观察到了这些优势，不过其它TiAl金属间组合物也受益于本发明提供的处理方法。本发明请求保护：1.一种处理基于TiAl金属间化合物的铝化钛金属间组合物以产生含有γTiAl相的等轴和层状形态的双重微观结构的方法，该方法包含：在至少1260℃的温度下将所述铝化钛金属间组合物热等静压；将所述铝化钛金属间组合物冷却到不小于1120℃的温度；在约1150-约1200℃的温度下热处理所述铝化钛金属间组合物；然后将所述铝化钛金属间组合物冷却到室温；其中在将所述铝化钛金属间组合物冷却到室温的步骤后，所述铝化钛金属间组合物呈现所述双重微观结构。2.项目1的方法，其中所述热等静压步骤在至少1030bar的压力下进行。3.项目1的方法，其中所述热等静压步骤在至少1240bar的压力下进行。4.项目1的方法，其中所述热等静压步骤在至少1290℃的温度下进行。5.项目1的方法，其中所述热等静压步骤在约1300-约1330℃的温度下进行。6.项目1的方法，其中所述热等静压步骤进行的持续时间为约2.5-约5小时。7.项目1的方法，其中在所述冷却步骤期间将所述铝化钛金属间组合物冷却到不小于1150℃的温度。8.项目1的方法，其中在所述冷却步骤期间将所述铝化钛金属间组合物冷却到1150-约1175℃的温度。9.项目1的方法，其中所述热处理步骤在约1150-约1175℃的温度下进行。10.项目1的方法，其中所述热处理步骤进行的持续时间为约2-约6小时。11.项目1的方法，其中所述铝化钛金属间组合物由以下组成：生产TiAl金属间化合物的量的钛和铝，铬、铌和钽中的一种或多种，以及伴随的杂质。12.项目1的方法，其中所述铝化钛金属间组合物按原子百分数计由以下组成：约1.8-约2％铬，最多约2％铌，最多约4％钽，生产TiAl金属间化合物的量的钛和铝，以及伴随的杂质。13.项目12的方法，其中所述铝化钛金属间组合物含有约46.7-48.9原子百分数的钛。14.项目12的方法，其中所述铝化钛金属间组合物含有约47.3原子百分数的铝。15.项目12的方法，其中所述铝化钛金属间组合物按原子百分数计含有：约1.9％铬，约1.9原子百分数铌，和没有有意量的钽。16.项目12的方法，其中所述铝化钛金属间组合物按原子百分数计含有：约1.8％铬，约0.85原子百分数铌，和约1.7％钽。17.项目12的方法，其中所述铝化钛金属间组合物按原子百分数计含有：约2％铬，约4％钽，和没有有意量的铌。18.一种处理基于TiAl金属间化合物的铝化钛金属间组合物以产生含有γTiAl相的等轴和层状形态的双重微观结构的方法，该方法包含：将所述铝化钛金属间组合物热等静压；冷却所述铝化钛金属间组合物；在至少1260℃温度下将所述铝化钛金属间组合物热处理约2.5-约5小时；将所述铝化钛金属间组合物冷却到不小于1120℃的温度；将所述铝化钛金属间组合物在约1150-约1200℃的保持温度下保持约2-约6小时的持续时间；然后将所述铝化钛金属间组合物冷却到室温；其中在将所述铝化钛金属间组合物冷却到室温的步骤后，所述铝化钛金属间组合物呈现所述双重微观结构。19.项目18的方法，其中在所述热处理步骤后将所述铝化钛金属间组合物冷却到不小于1150℃的温度，之后是所述保持步骤，而所述保持温度为1150-约1200℃。20.项目18的方法，其中所述铝化钛金属间组合物由以下组成：生产所述TiAl金属间化合物的量的钛和铝，铬、铌和钽中的一种或多种，以及伴随的杂质。本发明的其它方面和优势将由以下详述得以更好理解。附图说明图1和图2是显示由TiAl金属间组合物(带有期望的双重微观结构)形成的两个铸件的微观结构的显微照片。图3是表示根据现有技术HIP和热处理过程的处理TiAl金属间组合物形成的铸件的方法的流程图。图4和图5是表示根据本发明实施方案的处理TiAl金属间组合物形成的铸件的两种方法的流程图。图6和图7是显示相同的TiAl金属间组合物形成的两个铸件的微观结构的显微照片，其中图6的铸件根据图3的现有技术HIP和热处理过程处理，而图7的铸件根据图4的HIP和热处理过程处理。具体实施方式图4和图5含有表示两种相关方法的流程图，通过所述方法可处理包括但不限于48-2-2合金的TiAl金属间组合物，以产生期望的双重微观结构，其带有避免图3所概述的现有技术方法缺点的额外益处。特别地，图4和图5的方法避免HIP前和HIP后真空热处理，认为所述真空热处理促进TiAl金属间组合物中铝的损失。本发明还利用HIP期间使用的高气压和保护性(惰性)气氛，认为其组合能降低TiAl金属间组合物中铝的损失。此外，图4和图5所概述的每一种方法提供从HIP步骤(图4)或一定温度(认为该温度利用HIP之后TiAl金属间组合物中的非平衡相分配)(图5)的间断冷却，以产生(在随后的热处理期间)能提供期望的机械性质的微观结构，尤其是如果TiAl金属间组合物是使用终形铸造过程(例如旋转铸造或其它方法)的铸件。如以上所述，认为图4和图5所概述的过程特别有益于48-2-2合金，所述合金的组合物基于γ(TiAl)金属间化合物。若其含有包含等轴和层状γ相形态的双重微观结构，则48-2-2合金的铸件呈现提高的延性和其它期望的性质。图6和图7是由48-2-2合金生产的LPTB铸件的代表。两个铸件通过旋转铸造生产，图6中的铸件通过与图3所示相对应的HIP和热处理程序处理，而图7中的铸件通过与图4所示相对应的修改的HIP和热处理程序处理。图6所示的经热处理的铸件的微观结构具有过量的等轴γ相和不充分量的层状相(小于10％体积分数的层状相)。这种微观结构将产生具有不足的高温蠕变强度的组件。图7所示的经热处理的铸件的微观结构具有可接受量的等轴γ相和层状相(约20％体积分数的层状相)，唯一的例外是在铸件的最外表面，其中钛的量被贫化。然而，可通过常规技术去除所述最外表面，例如喷砂或化学蚀刻，结果是整个剩余的铸件含有可接受量的等轴γ相和层状相。虽然已显示本发明用48-2-2合金产生特别有利的结果，认为本发明更一般地适用于铝化钛金属间组合物，特别是用旨在促进各种性质的元素改性的TiAl(γ)金属间组合物。例如，还显示本发明对含有钽的TiAl金属间组合物有效。已成功评价的特定组合物包括TiAl组合物，其含有铬、铌和/或钽，例如，约1.8-约2原子百分数的铬，最多约2原子百分数的铌，和最多约4原子百分数的钽。成功评价的特定组合物按原子百分数计含有：约47.3％铝、约1.9％铬、约1.9％铌和余量的钛及伴随的杂质(大致相当于48-2-2合金)；或约47.3％铝、约1.8％铬、约0.85％铌、约1.7％钽和余量的钛及伴随的杂质；或约47.3％铝、约2.0％铬、约4.0％钽和余量的钛及伴随的杂质。更一般地，选择这些TiAl金属间组合物中的钛和铝的量以生产其主要成分为TiAl(γ)金属间化合物的铸件。虽然评价的组合物全部含有约47.3原子百分数的铝和约46.7-48.9原子百分数的钛，本领域技术人员将理解超过这些量的铝和钛的量可用于生产整体或主要为TiAl金属间化合物的铸件，且这些变化在本发明范围内。此外，本领域技术人员将承认可包括其它合金成分以改变TiAl金属间化合物的性质，而这些变化也在本发明范围内。在得到本发明的研究期间，进行固化建模，显示出通过终形铸造(包括旋转铸造)形成的低压涡轮叶片(LPTB)铸件的区域在少于几秒内固化。推断出与其它铸造方法和/或其它类型铸件相比，这种快速固化速率可改变合金/组合物在固化期间所采取的经过Ti-Al相图的路径，且可导致对随后在铸件上进行的常规热处理的意外响应。这些意外结果负面地影响终形铸件和经热处理组件的微观结构的一致性，例如终形TiAl翼面中的整个翼弦(chord)和翼展(span)上的微观结构的化学性和一致性。图4所示的过程将HIP循环与热处理结合而不在其间冷却到室温，所述过程重建能产生提供期望的机械性质的双重微观结构的相平衡。图4的过程一般带有制备TiAl金属间组合物。一个优选而非限制性的实例带有旋转铸造含TiAl金属间组合物的期望成分的适当熔体。然后将该组合物(铸件)装载在合适的HIP室中并在保护性气氛(例如氩或另一种惰性气体)中加热到一定温度，在该温度下铸件经历HIP。根据本发明的一个优选方面，HIP温度(THIP1)为至少2300℉(约1260℃)，更优选至少2350℉(约1290℃)，和最优选范围为约2375-约2425℉(约1300-约1330℃)。在HIP循环期间施加到铸件的压力旨在消除铸件中的内部空隙和微孔结构。为了该目的，认为至少15ksi(约1030bar)的压力是充足的，认为约18ksi(约1240bar)和更高的压力是特别优选的。HIP循环的持续时间可取决于所用的特定组合物和压力而变化，但认为合适的结果由具有约2.5-约5小时，特别是约2.5-约3.5小时的持续时间的HIP循环获得。在HIP循环后，将铸件冷却到以下温度：不小于2050℉(约1120℃)、更优选不小于2100℉(约1150℃)，和最优选约2100-约2150℉(约1150-约1175℃)。冷却速率可变化，但发现约5-约20℉/分(约3-约11℃/分)的速率是可接受的。无需从HIP室移出，铸件然后在以下温度经历热处理：约2100-约2200℉(约1150-约1200℃)，例如，约2100-约2150℉(约1150-约1175℃)。该热处理的持续时间可取决于所用的特定组合物和HIP处理而变化，但认为合适的结果由具有约2-约6小时(尤其是约4.5-约5.5小时)的持续时间的热处理循环所得到。热处理以后，可将铸件以任何期望的速率直接冷却到室温(约20-约25℃)。在该过程的结果，TiAl金属间铸件优选呈现图7所见类型的双重微观结构。由上文应当显而易见的是在图4确定的步骤期间不需要从HIP室移出铸件，而且铸件可贯穿图4所示的过程持续暴露于HIP室的惰性气氛。通过允许在HIP循环和热处理之间完全冷却下来(至室温)，图5所阐述的过程不同于图4所阐述的过程。图5的过程另外包括在热处理前将铸件加热到THIP1温度。认为该过程在HIP循环所用温度方面允许更高的灵活性，因为HIP不需要在图4的THIP1温度下进行，但取而代之，可以在可比上面对THIP1所述范围内的温度更高或更低的温度(称为THIP2)下进行。鉴于上文，图5所阐述的过程一般带有在合适的温度(THIP2)下对TiAl金属间组合物(一般为铸件)进行HIP，所述过程后可将铸件冷却到基本任何温度(包括室温)。其后，在THIP1温度(例如至少2300℉(约1260℃))下将铸件热处理，经过足以保证整个铸件处于THIP1的持续时间。然后可以合适的速率(例如约5-约20℉/分(约3-约11℃/分))将铸件冷却到以下温度：不小于2050℉(约1120℃)，更优选不小于2100℉(约1150℃)，和最优选约2100-约2150℉(约1150-约1175℃)。然后可使铸件经受如对图4过程所述的相同热处理，此后可将铸件直接冷却到室温(约20-约25℃)。作为该过程的结果，TiAl金属间铸件优选呈现图7所见类型的双重微观结构。如图4的过程一样，应显而易见的是，对于图5的任何步骤，不需要从HIP室移出铸件，而且铸件可贯穿图5所示的过程持续暴露于HIP室的惰性气氛。虽然已就特定实施方案描述本发明，但显然本领域技术人员可采用其它形式。因此，本发明的范围将仅由权利要求所限制。