技术领域
[0001] 本
发明属于高温结构材料热加工制备技术领域，特别是提供了TiAl合金热加工变形过程中组织性能的控制方法。
[0002] 研究背景
[0003] 航空航天领域的飞速发展，对材料的性能要求也越来越高。特别对高温结构材料，一方面要求其耐热
温度越来越高，另一方面需要减轻其重量。目前所使用的高温
钛合金，耐热温度有限。而镍基
高温合金密度较大，不能满足减重需求，因此，研究新型轻质高温结构材料迫在眉睫。
[0004] TiAl合金具有密度低、高温强度高、抗蠕变和抗
氧化能
力优异的特点，被认为是在650～900℃替代镍基高温合金的理想材料。目前在航空、航天
发动机的隔板和壳体、航天飞机的热区蒙皮上广泛使用的镍基高温合金，普遍存在密度偏大、比强度不足等缺点，限制了高性能
飞行器的发展。TiAl合金作为一种轻质高温结构材料，应用前景广阔。但由于TiAl合金属于金属间化合物，室温和高温可加工性都比较差，严重制约了TiAl合金的广泛应用。
[0005] 当前TiAl合金热加工成形技术呈现多元化发展趋势，主要方法仍是
冶金铸锭法和
粉末冶金法。采用冶金铸锭法制备加工TiAl合金，需要先熔炼制备出TiAl合金铸锭，随后采用热
等静压和均匀化
退火处理消除铸锭中的微观孔洞、疏松和成分偏析等组织
缺陷，然后在一定温度区间((α+γ)两相区)和一定应变速率(<10-2s-1)条件下，采用一次或多次
锻造来细化
铸造组织。通常锻造的总体变形量达到80％以上。在随后的
轧制过程中，板材的轧制温度区间一般选择在(α+γ)两相区。轧制时要充分考虑轧制速度和道次变形量两个工艺参数。轧制速度太快，道次变形量过大，板材易发生开裂现象，导致轧制失败。若轧制速度太慢，温度散失又太快，从而使得TiAl合金材料的变形抗力提高，板材也容易发生开裂现象。采用粉末冶金法制备TiAl合金板材，与冶金铸锭法相比，增加了锻造之前的粉末制备，以及粉末包套封焊后
热等静压处理环节，之后的锻造和轧制也在(α+γ)两相区进行。在(α+γ)两相区
热机械处理后，TiAl合金组织一般为双态组织，根据应用需求会进行相应的
热处理。
TiAl合金通
过热处理，可以得到四种典型的显微组织：近γ(NG)、双态(DP)、近
片层(NFL)和全片层(FL)组织。
[0006] 在高于共析温度的α+γ两相区退火并随后缓慢冷却至室温可形成近γ组织，冷却后它由γ等轴晶和少量分布在γ相
晶界的α2相组成。当在合金α+γ两相区热处理，α和γ相体积分数大致相等时，冷却后形成由γ晶粒和α2/γ片层组成的双态组织。当退火温度达到α转变温度以下10℃左右时，经冷却后形成近片层组织，这时组织中γ晶粒体积分数很少，为α2+γ片层和少量分布于片层团间的等轴γ晶粒组成的NL组织。在α转变温度以上，即α单相区进行热处理并缓慢冷却可形成全片层组织。由于在α单相区热处理时温度较高，且没有第二相的钉扎作用，α相会迅速长大，最终得到完全由α2+γ片层构成的FL组织，同时由于片层团尺寸较大，其塑性变得很差。
[0007] 在这几种典型组织中，双态组织由于晶粒细小，具有较高的强度和室温塑性，但是
断裂韧性很低；近γ组织的
抗拉强度和塑性低于双态组织；全片层和近片层组织由于片层团尺寸较大，其抗拉强度和塑性均较低，而均匀细小的全片层组织具有较好的塑性和断裂韧性，综合力学性能最好。因此，获得均匀细小的全片层组织是目前研究的热点与目标。
[0008] 目前TiAl合金热加工温度一般在(α+γ)两相区，热加工后获得双态组织。之后需要进行近片层或全片层热处理，从而提高TiAl合金的断裂韧性以及抗蠕变能力。
发明内容
[0009] 本发明提出一种变形TiAl合金的组织性能控制方法，即通过控制热加工变形过程中的变形温度，精确控制变形后合金的显微组织，得到近γ、双态、近片层和全片层组织。TiAl合金组织和性能在热变形过程中加以控制，省掉了热变形后的热处理环节，减少了工序。同时，所制备的变形组织细小均匀，兼具强度和塑形优势，是一种短流程、高性能的TiAl合金热加工制备方法，具有广阔的应用前景。
[0010] 一种变形TiAl合金组织性能精确控制方法，其特征在于直接将TiAl合金坯料加热至不同的变形温度，保温一段时间后进行热变形加工；通过控制热变形温度，得到近γ、双态、近片层和全片层四种典型TiAl合金显微组织，进而获得不同力学性能的TiAl合金变形件。具体的，在α+γ两相区下端热变形(Te≤变形温度＜Te+1/3(Tα-Te))，热变形后获得近γ组织；在α+γ两相区中段热变形(Te+1/3(Tα-Te)≤变形温度＜Te+2/3(Tα-Te))，获得由γ晶粒和α2/γ片层组成的双态组织；在α+γ两相区上段热变形(Te+2/3(Tα-Te)≤变形温度＜Tα)，获得α2/γ片层和少量等轴γ晶粒组成的NL组织；在α转变温度以上热变形(Tα≤变形温度＜Tα+(30～50)℃)，获得α2/γ全片层组织；其中Te为α→α2+γ的共析温度，Tα为进入α单相区的温度。
[0011] 本发明控制方法适用于利用冶金铸锭法，精确控制热加工过程中TiAl合金组织性能，同时也适用于利用粉末冶金法，精确控制热加工过程中TiAl合金组织性能；其中热加工方法包括锻造、
挤压、轧制过程。
[0012] 所述的TiAl合金为Beta
凝固型TiAl合金和Alpha凝固型TiAl合金；Beta凝固型TiAl合金包括：Ti-(43-45)Al-(2-9)Nb-(0-6)(Mn,Cr,Mo,V)-(0-0.4)(B,C)；Alpha凝固型TiAl合金包括：Ti-(45-48)Al-(0-7)Nb-(0-4)(Cr,Mn)-(0-0.4)(B,C)。
[0013] 这些TiAl合金，一般选择在(α+γ)双相区中间段进行热加工，获得双态组织，然后进行近片层或全片层热处理。
[0014] 本发明的优点在于：
[0015] 1.通过控制热变形温度从而精确控制TiAl合金的组织和性能。通过这种方法可以获得之前通过热处理才能获得的典型的TiAl合金组织，即近γ、双态、近片层和全片层组织。坯料在变形过程中，组织性能精确控制，省去了变形TiAl合金的后续热处理后续，简化了流程。
[0016] 2.通过热变形过程中在线控制TiAl合金组织的方法，可以获得均匀细小的组织，同时提高板材的强度和塑形。这种均匀细小的组织包括近γ、双态、近片层和全片层组织。特别对于细小的近片层和全片层组织而言，此方法突破了变形TiAl合金后续热处理方法难以获得细小全片层组织的技术
瓶颈。
[0017] 3.本方法适用于变形TiAl合金，特别是基于热处理调控可获得四种典型组织的TiAl合金，包括利用冶金铸锭法热变形加工TiAl合金，也包括利用粉末冶金法热变形加工TiAl合金。由于简化了流程，控制方法简单易行，适用于规模化生产。
附图说明
[0018] 图1TiAl合金热变形组织控制示意图，温度区间1表示在α+γ两相区下段热变形(Te≤变形温度＜Te+1/3(Tα-Te))，2表示在α+γ两相区中段热变形(Te+1/3(Tα-Te)≤变形温度＜Te+2/3(Tα-Te))，3表示在α+γ两相区上段热变形(Te+2/3(Tα-Te)≤变形温度＜Tα)，4表示在α转变温度以上热变形(Tα≤变形温度＜Tα+(30～50)℃)，在这四个温度区间热变形后获得的变形组织分别对应近γ、双态、近片层和全片层组织。
[0019] 图2TiAl合金不同温度区间热变形所获得的典型的显微组织：(a)近γ、(b)双态、(c)近片层、(d)全片层
[0020] 图3TiAl合金薄板典型室温力学性能(As-Cast：铸态，NFL：近片层组织，DP：双态组织，NG：近γ组织)。
具体实施方式
[0022] 以高Nb-TiAl合金为例，合金名义成分为Ti-45Al-8.5Nb(
原子百分比)，经等离子
冷床炉熔炼制成
合金锭。从合金锭中切取坯料，进行等温锻造后切取
热轧坯料。切取的热轧坯料，用304不锈
钢作为包套，采用三明治结构包裹后进行
焊接。
[0023] 热轧温度选择α+γ两相区下段，如附图1温度区间1。本实施例选取1230℃，保温1h后开轧。每道次轧制后回炉加热，回炉保温时间20～30min，每道次压下量20～30％，应变速率控制在1～5s-1，轧制5道次后回炉冷至900℃，保温1h后空冷至室温。利用机加工方法去除包套材料，得到TiAl合金轧制板材。表面
质量良好，无开裂。其显微组织为均匀细小的近γ组织，如附图2(a)所示。板材具有较高的室温强度和良好的室温塑性，如附图3所示。在950～1100℃，应变速率2×10-4～5×10-4s-1条件下板材具有良好的超塑性变形能力。
[0024] 实施例2
[0025] 以高Nb-TiAl合金为例，合金名义成分为Ti-45Al-8.5Nb(原子百分比)，经等离子冷床炉熔炼制成合金锭。从合金锭中切取坯料，进行等温锻造后切取热轧坯料。切取的热轧坯料，用304
不锈钢作为包套，采用三明治结构包裹后进行焊接。
[0026] 热轧温度选择α+γ两相区中段，如附图1温度区间2。本实施例选取1250℃，保温1h后开轧。每道次轧制后回炉加热，回炉保温时间20～30min，每道次压下量20～30％，应变速率控制在1～5s-1，轧制5道次后回炉冷至900℃，保温1h后空冷至室温。利用机加工方法去除包套材料，得到TiAl合金轧制板材。表面质量良好，无开裂。其显微组织为均匀细小的双态组织，如附图2(b)所示。板材具有较高的室温强度和良好的室温塑性，如附图3所示。在950～1100℃，应变速率2×10-4～5×10-4s-1条件下板材具有良好的超塑性变形能力。
[0027] 实施例3
[0028] 以高Nb-TiAl合金为例，合金名义成分为Ti-45Al-8.5Nb(原子百分比)，经等离子冷床炉熔炼制成合金锭。直接从合金锭中切取热轧坯料。切取的热轧坯料，用304不锈钢作为包套，采用三明治结构包裹后进行焊接。
[0029] 热轧温度选择α+γ两相区上段，如附图1温度区间3。本实施例选取1300℃，保温1h后开轧。每道次轧制后回炉加热，回炉保温时间20～30min，每道次压下量20～30％，应变速率控制在1～5s-1，轧制5道次后回炉冷至900℃，保温1h后空冷至室温。利用机加工方法去除包套材料得到TiAl合金轧制板材，表面质量良好，无开裂。其显微组织为均匀细小的近片层组织，如附图2(c)所示。板材具有较高的室温强度和良好的室温塑性，如附图3所示。板材具有优异的高温强度，800℃时抗拉强度超过850MPa。
[0030] 实施例4
[0031] 以高Nb-TiAl合金为例，合金名义成分为Ti-45Al-8.5Nb(原子百分比)，经等离子冷床炉熔炼制成合金锭。直接从合金铸锭中切取热轧坯料。切取的热轧坯料，用304不锈钢作为包套，采用三明治结构包裹后进行焊接。
[0032] 热轧温度选择在α转变温度以上，如附图1温度区间4。本实施例选取1320℃，保温1h后开轧。每道次轧制后回炉加热，回炉保温时间20～30min，每道次压下量20～30％，应变-1
速率控制在1～5s ，轧制5道次后回炉冷至900℃，保温1h后空冷至室温。利用机加工方法去除包套材料，得到TiAl合金轧制板材，表面质量良好，无开裂。其显微组织为均匀细小的全片层组织，片层团平均尺寸小于100μm，如附图2(d)所示。板材具有优异的高温强度，800℃时抗拉强度超过850MPa。
