Ti2AlNb基合金熔焊接头热处理工艺

摘要

本发明公开一种Ti2AlNb基合金熔焊接头焊后热处理工艺，其对Ti2AlNb基合金熔焊接头进行焊后热处理的步骤为：首先加温至三相区(O+α2+B2)，然后保温至组织转变均匀，再进行炉冷；采用这种三相区(O+α2+B2)高温退火，以调整接头组织中析出相组成、尺寸和晶界形貌，同时消除焊接接头残余应力。本发明能够解决金属间化合物Ti2AlNb基合金熔焊接接头组织不均匀和综合力学性能差问题。本发明的焊后热处理方法，可以改善焊接接头组织，提高接头室温与高温综合力学性能，以获得高质量的焊接接头。主要用于金属间化合物Ti2AlNb基合金的熔焊后热处理工艺。

说明书

技术领域

本发明涉及Ti2AlNb基合金金属间化合物热处理技术领域，尤其涉及Ti2AlNb基合金熔焊接头热处理工艺。

背景技术

Ti2AlNb基合金又称O相合金，是一种替代高温合金最具前景的轻质耐高温航空航天结构材料。Ti2AlNb基合金的性能对组织非常敏感，焊接热循环将会使材料组织发生变化，在接头处造成组织以及性能的不均匀性性。通常焊接条件下的熔焊接头由单一B2相组成，且晶粒较粗大，在室温下具有较高的强度和一定的塑性，但在高温下接头发生严重的脆化，并出现沿晶断裂的断口特征。许多宇航部件在高温下连续工作，在高温长时间作用下，焊缝的组织和性能将恶化。因此，获得高质量的焊接接头是该合金工程化应用亟待解决的问题。该焊后热处理工艺，可以改善焊接接头组织，有效调节接头的室温和高温强度和延伸率，以获得高质量的焊接接头，满足工程化应用。主要用于金属间化合物Ti2AlNb基合金的熔焊后热处理工艺。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术不足，提供了一种于金属间化合物Ti2AlNb基合金的熔焊后热处理工艺，能够解决Ti2AlNb基合金熔焊后焊接接头组织不均匀，高温塑性差，综合力学性能不满足工程化应用的。

本发明的一种Ti2AlNb基合金熔焊接头焊后热处理工艺，对Ti2AlNb基合金熔焊接头进行焊后热处理步骤为：首先加温至三相区(O+α2+B2)，然后保温至组织转变均匀，再进行炉冷；采用这种三相区(O+α2+B2)高温退火，以调整接头组织中析出相组成、尺寸和晶界形貌，同时消除焊接接头残余应力。

优选加温至三相区(O+α2+B2)的温度为1000℃。

优选保温时间为2小时。

本发明实施例提供的金属间化合物Ti2AlNb基合金熔焊接头焊后热处理工艺，采用该工艺处理的熔焊焊接接头室温力学性能抗拉强度大于910MPa，屈服强度大于710MPa，延伸率大于8％，650℃高温力学性能抗拉强度大于690MPa，屈服强度大于540MPa，延伸率大于16％，室温及高温塑性明显提高，获得高质量的焊接接头。

附图说明

图1为800℃/2h条件下焊后时效热处理加热温度对焊缝组织图。

图2为850℃/2h条件下焊后时效热处理加热温度对焊缝组织图。

图3为900℃/2h条件下焊后时效热处理加热温度对焊缝组织图。

图4为980℃/2h条件下焊后时效热处理加热温度对焊缝组织图。

图5为1000℃/2h条件下焊后时效热处理加热温度对焊缝组织图。

具体实施方式

下面将结合附图对本发明的具体实施例进行详细说明。在下面的描述中，出于解释而非限制性的目的，阐述了具体细节，以帮助全面地理解本发明。然而，对本领域技术人员来说显而易见的是，也可以在脱离了这些具体细节的其它实施例中实践本发明。

本发明人经过多次试验，认真研究，反复对比，得到了本发明的最佳实施例。

发明人首先研究了焊后时效热处理对焊接接头的组织性能影响：

由于Ti2AlNb合金激光焊缝组织为粗大的B2相，力学性能较差，因此需要进行焊后热处理使Ti2AlNb合金焊缝组织得到改善。根据Ti2AlNb合金的稳定相图，选择在B2+O双相区时效热处理，以得到综合力学性能较优的焊缝组织，本试验参数选择如下表1：

表1焊后时效热处理参数选择

该条件下，焊后热处理对焊缝组织的影响：

未热处理时焊缝组织为在快冷条件下形成的B2相是亚稳的。图1、2、3是焊后时效热处理对组织的影响。经过800～900℃焊后时效热处理，由于温度处于B2+O相区，亚稳的B2相转化为O相。B2相晶粒内析出了大量的O相层片。随着时效温度升高，O相增多，O相板条尺寸增大，O相以网状分布在基体B2相。②焊后热处理对拉伸性能的影响

表2和表3是Ti2AlNb合金焊后时效热处理后接头在室温和650℃高温拉伸性能，可以看出，时效热处理后接头具有良好的拉伸性能。和未进行热处理的焊接接头相比，室温拉伸强度变化不大，塑性提升，而高温拉伸的强度和塑性均较明显提升。经过800℃-900℃焊后热处理.B2相内析出了大量的0相细层片，对焊缝起到了强化作用。650℃高温拉伸过程中，位错在焊缝中的扩展受到0相细层片的阻挡.在层片附近造成了位错的塞积，同时也使塑性变形变得困难，裂纹扩展缓慢。抗拉强度增大，焊缝的延伸率也提高。O相在基体B2相的分布、数量、O相的尺寸及形貌都对拉伸性能有影响，850℃热处理后，O相的含量、尺寸及分布更利于性能的提高。

表2 Ti2AlNb合金焊后时效热处理室温拉伸性能

表3 Ti2AlNb合金焊后时效热处理650℃高温拉伸性能

发明人接着研究了焊后高温退火热处理对焊接接头的组织性能影响：

焊接接头经过焊后时效热处理，接头的综合性能改善不明显，主要是塑性提高不多。根据Ti2AlNb合金的稳定相图，选择在三相区(α2+B2+O)固溶温度区间进行高温退火处理，具体工艺见表4。

表4焊后时效热处理参数选择

焊后高温退火对焊缝组织的影响

图4、5给出了焊后高温退火热处理不同温度的焊缝组织。晶内有大量尺寸较为粗大的O相板条，有部分贯穿晶界，晶界不连续。这是因为在基体B2/α2相中连续析出细小的O相组织，先析出的O相在缓慢冷却过程中逐渐长大，这样在连续冷却过程中形成不同尺寸的O相组织，先析出的较为粗大。

焊后高温退火对拉伸性能的影响：

表5和表6分别给出了Ti2AlNb合金焊后高温退火热处理的室温和650℃高温拉伸性能，1000℃/2h/炉冷热处理后焊接接头的综合力学性能最优，特别是塑性得到明显改善。表7给出了1000/2h/炉冷同炉的母材的拉伸性能，对比表明，1000/2h/炉冷热处理后，焊缝的力学性能与退火后的母材相当。焊接接头综合性能的改善，一方面是板条粗，会跨过晶界，打破晶界的连续，提高晶界强度，阻止了裂纹的扩展；另一方面是高温退火降低母材的强度，接头的抗拉强度大于母材的屈服强度，也利于接头塑性的提高。综合两方面原因，接头强度能够保持在较高的水平，同时塑性得到明显提高。

表5 Ti2AlNb合金焊后高温退火热处理室温拉伸性能

表6 Ti2AlNb合金焊后高温退火热处理650℃高温拉伸性能

表7 1000/2h/炉冷同炉的母材的拉伸性能拉伸性能

发明人最终选择焊后热处理采用三相区(O+α2+B2)高温退火，调整接头组织中析出相组成、尺寸和晶界形貌等，同时消除焊接接头残余应力；

Ti2AlNb基合金熔焊后热处理工艺，其热处理工艺流程：1000℃下保温2小时，炉冷。

其工作原理是：将熔焊接头加温到1000℃保温2h，1000℃进入合金的O+α2+B2三相区，接近α2+B2两相区，在高温下保温2h组织转变均匀，在B2相基体晶界处析出不连续的α2相，晶界变得更细，呈现断续状晶界；随后在炉冷过程中，先经过(970-1000℃)O+α2+B2三相区，在晶界处和晶内部分区域析出了O相大板条，随冷却至970℃以下开始析出O相小板条。晶界不清晰或呈断续状使得拉伸时不容易发生沿晶断裂，降低了脆断倾向；粗大的O相板条加细小的O相板条的双板条组织对裂纹扩展的阻力更大，迫使接头发生更多的塑性变形后才出现断裂。并且炉冷冷却速率慢，充分消除焊接残余应力，避免快冷产生显微裂纹。故经1000℃三相区保温2h炉冷后的组织可改善焊接接头的塑性，获得更优的组织与性能的匹配。

本发明实施例提供的金属间化合物Ti2AlNb基合金熔焊接头焊后热处理工艺，采用该工艺处理的熔焊焊接接头室温力学性能抗拉强度大于910MPa，屈服强度大于710MPa，延伸率大于8％，650℃高温力学性能抗拉强度大于690MPa，屈服强度大于540MPa，延伸率大于16％，室温及高温塑性明显提高，获得高质量的焊接接头。

这些实施例的许多特征和优点根据该详细描述是清楚的，因此所附权利要求旨在覆盖这些实施例的落入其真实精神和范围内的所有这些特征和优点。此外，由于本领域的技术人员容易想到很多修改和改变，因此不是要将本发明的实施例限于所例示和描述的精确结构和操作，而是可以涵盖落入其范围内的所有合适修改和等同物。

本发明未详细说明部分为本领域技术人员公知技术。