热挤压γ-TiAl基合金的组织演变

研究γ-ToAl基合金在温度低于α相转变温度(t_α-10)时挤压过程中的组织演变。结果表明:在初始变形阶段,片层发生扭折,随着应变量和应变速率的增大,扭折处发生动态再结晶,形成细小的晶粒;而残余片层随着应变量的增大,其垂直流线方向横断面的尺寸逐渐减小,体积分数也逐渐减少,但其沿流线方向尺寸没有明显减小,残余片层界面方向随着受力状态的变化而变化,其法向平行于主应力方向;经过挤压加工的试样,其边缘片层接近完全破碎,而中心残余片层尺寸较大;挤压坯料与模具的摩擦作用与热传导严重影响了全片层晶粒的破碎细化,温度场以及变形的不均匀是造成材料不同部位微观组织差异的重要因素。

时效热处理对α挤压态TiAl合金显微组织的影响

研究了不同时效热处理后挤压态γ-TiAl合金在高温期间显微组织的稳定性。结果表明:在1330℃将Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金挤压得到近片层组织,将α单相区热处理后得到全片层组织,在700～1000℃停留不同时间后进行时效处理,从平行挤压方向上观察,在全片层晶界处出现细小γ晶粒,随着时效时间的延长,γ晶粒增大,其体积分数增加;全片层晶粒晶界处的非连续界面处首先发生不连续粗化,最终转变为拉长的γ晶粒,然后层片晶团内部各片层之间的连续界面处发生连续粗化,具有小曲率的薄α_2片层开始以逐步变薄的方式断开和溶解,γ片层得到粗化。

磨削深度对γ-TiAl合金表面完整性和疲劳性能的影响

γ-TiAl合金部件需要磨削加工以保证其装配精度,而低塑性金属间化合物γ-TiAl合金的力学性能对磨削表面完整性极为敏感。本工作研究了磨削深度对γ-TiAl合金样品表面形貌、表层显微组织、显微硬度等表面完整性参数及最终疲劳性能的影响。结果表明,0.5 mm及以上深度磨削样品表面易产生裂纹,而0.2 mm及以下深度磨削样品表面完好,这与磨削变形热温升导致的冷却收缩拉应力过大有关。随着磨削深度增大,粗糙度参数的轮廓算术平均偏差(R_(a))和微观不平度的十点平均高度(R_(z))增大,偏度(R_(sk))减小。表层γ+α_(2)片层沿磨削方向弯曲变形,相应变形层厚度随着磨削量增大而增大,而显微硬度由表及里先减小后增大。γ-TiAl合金650℃加载440 MPa旋转弯曲疲劳寿命随着磨削深度增大而减小,磨削深度0.05 mm的样品疲劳寿命大于106cyc,磨削深度0.2 mm的样品疲劳寿命约为104cyc,其断口裂纹源可观察到磨削痕迹,这与其表面沟槽应力集中有关。γ-TiAl合金疲劳寿命随着R_(z)的增大而减小,2者呈非线性关系;当R_(z)小于4μm时,疲劳寿命稳定在106cyc以上。

TA10钛合金热连轧板材显微组织及其性能

研究了930℃下的热连轧对Ti-0.3Mo-0.8Ni钛合金板材显微组织与室温力学性能的影响。结果表明,热连轧有效破碎了TA10钛合金中α+Ti2Ni层片组织,获得了α基体、晶界Ti2Ni颗粒、α基体内弥散分布细小β相颗粒的显微组织,其中晶界Ti2Ni和基体内β颗粒平行于轧向呈带状分布。相对于铸态组织,热连轧板材中Ti2Ni颗粒周边存在贫Mo过渡区,而α-Ti基体内发现细小弥散分布的β颗粒,其周边无明显贫Mo过渡区。变形组织中α基体具有较强的织构,相应板材室温力学性能表现出较强的各向异性,横向杨氏模量、屈服强度和抗拉强度都高于轧向的。

Ti-45.5A1-2Cr-2Nb-0.15B合金热挤压组织与拉伸性能研究

采用包套近等温热挤压得到Ti-45.5Al-2Cr-2Nb-0.15B合金棒材.结合有限元数值模拟,研究了挤压变形组织的形成及各部位差异,获得了棒材不同部位组织与室温拉伸性能的关系.结果表明,热挤压变形有效细化了片层晶粒尺寸,棒材轴向各部位组织和室温断后延伸率较为均匀,但径向芯部与边缘差别较大,且这种径向组织性能差异未能通过后续α单相固溶热处理消除,挤压棒材各部位片层晶粒尺寸随有效应变的增大而减小,本工作所得挤压棒材中有效应变大于2.25处具有细小均匀组织,而组织类型差异主要由变形过程中的坯料温度变化所致,其中尾部边缘坯料温度受低温模具激冷作用而迅速下降,相应亚稳α相分解析出γ片层并在后续变形中失稳弯曲而形成界面扭曲的残余片层晶粒.各部位的断后延伸率随片层晶粒尺寸的增大而减小,但芯部断后延伸率较低主要归因于组织中存在片层界面与挤压方向接近垂直的片层晶粒.

700℃热暴露对β凝固γ-TiAl合金表面组织及形貌的影响

研究了700℃恒温热暴露对β凝固Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.5B合金表面形貌与反应层组织的影响。结果表明:含有β0相的β凝固γ-TiAl合金热暴露反应产物、表面形貌和反应界面组织随着时间不断变化,TiO_(2)-R、α-Al_(2)O_(3)、Ti_(2)AlN和Nb_(2)Al等反应产物含量持续增多,初期出现的κ-Al_(2)O_(3)在热暴露200 h后转变为α-Al_(2)O_(3),而亚稳Ti_(4)O_(7)和TiAl_(2)O_(5)在200 h后出现。不同物相氧化行为差异导致反应界面组织明显不同,高Al含量γ相易局部氧化,形成连续Al_(2)O_(3)反应层,低Al含量β0相易内氧化而形成TiO_(2)弥散分布组织,TiO_(2)颗粒持续长大成连续反应层,其与局部氧化交替作用而形成TiO_(2)-Al_(2)O_(3)交替的层状组织。相比弥散反应层,连续反应层可阻碍O元素向基体扩散,降低TiO_(2)生长速率,因此,γ相表面反应物细小致密,α_(2)相反应物先迅速长大后缓慢生长,而β_(0)相表面反应物不断长大。

冷却速率对Ti_3Al合金组织和拉伸性能的影响

对两相区锻造的Ti_3Al合金棒材分别在1020和1150℃保温30 min,以10,1.5和0.3℃/s速度冷至室温,研究了冷速对Ti_3Al合金组织和拉伸性能的影响.结果表明,在1020℃固溶,冷速为10℃/s时,合金主要由B2相和α_2相组成;降低冷速,基体中均匀析出针状α_2/O相;冷速为0.3℃/s,等轴α_2/O相体积分数增加,针状α_2/O相粗化.随着冷速下降,合金的室温强度先升高后下降,塑性先降低后提高;600℃拉伸强度逐渐下降,塑性提高.在1150℃固溶,快速冷却时,合金主要由B2相构成,晶粒尺寸约为440μm;降低冷速,晶内均匀析出α_2/O相,呈网篮状;冷速0.3℃/s时,基体中析出的α_2/O相片层呈集束状.随着冷速下降,室温强度下降,而塑性先升高后降低;600℃拉伸强度先升高后降低,而塑性逐渐上升.结合组织分析表明,Ti_3Al合金的强度取决于晶界和α_2/O片层的尺寸,塑性受B2相体积分数以及α_2/O相的分布及体积分数影响.冷速为1.5℃/s时,Ti_3Al合金具有良好的综合力学性能.

热处理对TiAl合金挤压方棒组织与拉伸性能的影响

采用包套近等温1300℃(Tα–20℃)热挤压得到Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B(at%)合金方形棒材,研究了方棒各部位形变、后续热处理对组织及其拉伸性能的影响。结果表明:挤压比为3:1时,铸造片层组织未能均匀破碎,变形程度从边缘到芯部逐渐减弱,合金组织主要由细小等轴晶粒带、残余片层及粗细不等的γ晶粒构成。900℃热处理后,合金向等轴γ组织转化,但仍保留挤压态形貌,室温平均断后延伸率3.3%,合金室温和高温(800℃)的抗拉强度、延伸率与性能均一性得到最佳匹配;1150~1350℃以上热处理,合金组织向近γ→双态→片层组织转变,室温抗拉强度和断后延伸率均降低。在900℃长时间保温时,残余片层限制了γ晶粒的生长。

Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B合金的包套热挤压组织与拉伸性能

采用包套近等温热挤压工艺制备了Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B合金方形棒材,通过OM、SEM、XRD、TEM和拉伸等实验方法研究了方棒不同状态和位置的组织及拉伸性能。结果表明,方棒材的挤压态组织较为均匀,不同位置的微观组织无明显差异;挤压变形使铸锭组织片层取向趋于一致,趋向平行于挤压方向;晶界处γ相存在颗粒状、块状和长条状3种形态;β相在挤压过程中碎化和被拉长呈平行挤压方向纤维状。在TEM下观察,棒材边部位置片层完全碎化,而心部位置片层断裂后呈长条状。β0相中生成大量ω0相,两者位相关系遵循:■。方棒材的室温拉伸强度达到1000 MPa以上,室温延伸率为0.5%左右;800℃拉伸屈服强度达到400 MPa以上,表现明显塑性。热挤压合金经时效热处理后在β0相中生成大量透镜状γ相,时效处理提高了合金的高温拉伸性能,但无法消除ω0相。

冷却速率对β凝固γ-TiAl合金硼化物和室温拉伸性能的影响

设计了不同厚度台阶铸板以实现冷却速率梯度,采用离心熔模铸造制备了不同冷却速率的β凝固含Bγ-TiAl合金样品,研究了冷却速率对硼化物和室温拉伸性能的影响。结果表明,硼化物分布在晶界,其长径比随冷却速率的提高而增大,而形貌由短棒状转变为丝带状。慢冷样品中短棒状TiB为B27结构,而快冷样品中丝带状TiB为B_f结构。2种结构TiB均存在生长各向异性,[010]和[100]分别为B_f和B27结构的最慢生长方向,前者更为显著,这可能与上述方向Ti、B原子周期性间隔排列,原子短程重排更为困难有关。随着冷却速率提高,材料屈服强度提高,但室温塑性下降,这与快冷样品中的细长丝带状硼化物容易萌生裂纹并迅速扩展有关;慢冷样品中的短棒状硼化物不易萌生裂纹,相应室温塑性较好。

挤压温度对γ-TiAl基合金组织与性能均匀性的影响

研究了挤压温度对TiAl合金变形组织与性能均匀性的影响。结果表明,TiAl合金挤压件芯部与边缘组织差异明显,芯部为粗大的近片层组织,边缘为细小的等轴近γ组织,这与变形温度和变形量分布不均匀有关。随着挤压温度升高,芯部残余片层晶粒减少,而再结晶片层晶粒增多。变形组织中等轴γ晶粒体积分数越多,片层晶粒尺寸越小,最终热处理态合金晶粒尺寸越小,室温伸长率越高。1280℃挤压棒材热处理组织较均匀,芯部与边缘室温伸长率差别较小。

微束等离子弧熔化沉积TiAl/Ti_2AlNb梯度材料的组织与相变

采用微束等离子弧焊接技术熔化沉积Ti_2AlNb合金丝材,在TiAl基合金环状试样上制备出Ti_2AlNb基合金梯度材料。利用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱分析(EDS)、X射线衍射(XRD)方法及显微硬度测试,对沉积态TiAl/Ti_2AlNb梯度材料的显微组织、相组成和显微硬度进行了分析。结果表明:微束等离子弧焊接技术熔化沉积的Ti_2AlNb基合金组织由β相、O相和α_2相组成,并且沿着沉积方向,梯度材料呈现出γ+α_2/γ→β(固溶体)+O→β_2+O+α_2(魏氏组织)→β(固溶体)+O的相变趋势。梯度材料的硬度呈现出波浪式的分布。并且结合各元素对组织稳定性的影响,以及微束等离子弧焊接技术所具有的特殊热循环和热积累效应,对梯度材料在微束等离子弧焊接沉积过程中的相变规律进行了解释。

Ti对Nb-Si合金组织及力学性能影响

以Nb-18Si合金为研究对象,采用真空非自耗电弧炉制备Nb-18Si-xTi(x=0,16,20,24)合金,研究了Ti对Nb-Si合金组织及力学性能影响。结果表明,Ti元素能增大Nb-18Si-xTi合金中Nbss相的尺寸,减少其体积分数,使合金成分接近过共晶成分区,形成粗大连续的Nb3Si相。Ti可促进Nbss+Nb5Si3共晶组织形成,为共析转变提供了形核衬底,从而促进了电弧熔炼态合金中Nb3Si相发生共析转变,形成Nbss+α-Nb5Si3共析组织。Ti添加降低了Nb-Si合金的显微硬度,同时由于生成初生Nb3Si相,Nb-Si合金的室温压缩强度提高。