锻造高铌双态TiAl合金的冷轧工艺及组织力学性能研究

采用道次小压下量的工艺对高铌双态TiAl锻造合金进行精确控制的冷轧实验。结果表明:冷轧后整个试样变形均匀,总变形量在没有中间退火的情况下最大可超过20%。合金变形后的组织仍然为双态组织,γ组织沿轧制方向拉伸变长,片层组织也由原来的无序分布变为与轧向呈一定角度分布。退火实验表明,不同的变形量、退火温度和退火时间对冷轧高铌钛铝合金的力学性能和显微组织均有明显的影响,因而不同的压下量,其中间退火工艺是不同的。

(α2+γ)双态细晶高铌TiAl合金的热变形行为及其机制

在Gleeble-1500D热模拟试验机上对(α2+γ)双态细晶高铌TiAl合金进行热压缩实验,研究了其热变形行为和变形机制.结果表明:不同变形条件下的应力-应变曲线均呈现“加工硬化-动态软化”的特征,并且峰值应力随着变形温度的升高和应变速率的降低逐渐减小.采用幂率方程对不同工艺参数下的应力指数n和表观激活能Q进行了计算,结合显微组织表征分析了该合金的变形机制.在低温高应变速率下合金的变形由位错蠕变机制主导,在高温低应变速率下合金的变形受位错蠕变和晶界滑动机制共同控制.

锻造高铌TiAl合金高温蠕变与损伤行为

通过组织形貌观察和蠕变性能测定,研究了锻造态高铌TiAl合金的蠕变与损伤行为。结果表明:铸态高铌TiAl合金经等温锻造,层片晶团的平均尺寸由507μm减小到56.7μm。锻造态高铌TiAl合金在蠕变期间的变形主要发生在γ片层和等轴γ晶中,位错运动至相界/晶界受阻并堆积,可形成位错缠结或位错列,提高位错运动的阻力;其中,等轴γ晶粒中的位错缠结可发生束集促进动态再结晶,形成细小亚晶结构。柏氏矢量为[101]和[011]的位错分别在不同{111}面滑移形成位错网,γ相中的蠕变位错运动至位错网,与其相互作用,可改变原来的运动方向,促进其攀移。蠕变后期,孔洞首先在等轴γ晶区域产生,并在该区域聚集、长大和扩展,直至发生合金的蠕变断裂。这是高温蠕变期间的损伤与断裂机制。

全片层与双态组织高铌TiAl合金高温原位拉伸研究

利用原位观察的方法研究了全片层(Fully Lamellar,FL)组织与双态(Duplex,DP)组织高铌TiAl合金在750℃下的拉伸力学行为。结果表明:DP组织具有较好的抗拉强度和塑性,其抗拉强度为958MPa,断面收缩率为45.1%,FL组织抗拉强度较低且几乎没有塑性;随着拉伸应力的增加,DP组织合金试样表面存在一个大量裂纹萌生和扩展的过程,这些裂纹均匀分布在试样表面,主要以萌生为主,几乎难以扩展,而在FL组织中只能观察到少量的裂纹萌生现象;拉伸断裂后的DP组织合金的裂纹是由多个孔洞合并而成,呈蠕虫状且尺寸很小,FL组织中与拉伸方向垂直或呈一较大夹角的片层团界及片层界较易萌生裂纹,在临近断口区域,裂纹主要以穿层扩展为主。

微量C,B对高铌TiAl合金显微组织与力学性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等设备,以及拉伸和蠕变试验系统研究微量间隙元素C,B对高铌TiAl合金显微组织与力学性能的影响。微量B元素对高铌TiAl合金没有明显的强化作用,但是微量B元素在合金中以条状或点状的TiB_2存在,TiB_2细化了高铌TiAl合金原始片层团晶粒,对改善高铌TiAl合金片层组织的室温塑性有利。加微量C元素的高铌TiAl合金在长时间的蠕变过程中,大量Ti_3AlC沉淀相的析出提高了高铌TiAl合金全片层组织蠕变抗力。

合金元素Y对高铌TiAl高温合金长期抗氧化性的影响

研究不同含Y量对高铌TiA l合金在900℃恒温条件下,1000h的抗氧化性的影响。结果发现,从长期看,氧化速率、氧化膜结构以及氧化膜抗剥落能力均与Y含量有关。在900℃等温氧化条件下,0.4 at%Y含量能有效提高高铌TiA l合金的抗氧化性,而高Y含量对与抗氧化性的负面影响在氧化初始阶段已经十分明显。通过对氧化后样品SEM和EDS分析发现,适量Y元素的加入可以细化氧化物颗粒,促使合金表面形成连续A l2O3保护膜,提高氧化膜与合金基体的粘附性,从而提高高铌TiA l合金的高温长期抗氧化性。

高铌TiAl高温合金的研究现状与展望

高铌TiAl高温合金是一种具有发展前途的新一代高温结构材料,合金化元素铌的添加能够显著提高γ-TiAl合金的工程应用。文章首先综述了高铌TiAl合金的性能特点和应用前景,并简单介绍了该合金的最新基础研究情况,随后介绍了制备高铌TiAl合金的基本工艺。最后论述了国内外高铌TiAl高温合金的发展历史和趋势。

高铌TiAl/Ti600合金电子束焊接头组织与性能

对高铌TiAl/Ti600合金进行了电子束焊接试验以便对高温钛合金与高铌TiAl合金高质焊接提供理论及试验依据,采用金相显微镜、扫描电子显微镜及X射线衍射仪等设备对焊接试样进行了分析.结果表明,高铌TiAl/Ti600接头极易产生裂纹缺陷.接头焊缝主要形成细针状α2-Ti3Al相及α-Ti相,而高铌TiAl侧热影响区呈现板条状及等轴组织形貌,Ti600侧热影响区为针状α'相.接头焊缝区硬度最大,达到586 HV,Ti600侧向高铌TiAl侧过渡过程中硬度逐渐增大,由焊缝到两侧热影响区硬度过渡梯度较大.高铌TiAl/Ti600电子束焊接头室温抗拉强度可达516 MPa,且接头断裂于偏高铌TiAl侧焊缝区,断裂性质为典型的脆性解理断裂,呈现穿晶断裂特征.

Y微合金化高铌TiAl基合金微观组织研究

采用真空非自耗电弧炉制备了名义成分为Ti-45Al-8Nb-xY(x=0,0.1,0.3,原子分数/%,下同)的合金,利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)及能谱分析仪(EDS)观察了Y的添加与均匀化热处理制度对合金组织的影响。结果表明:稀土Y可以细化(α2+γ)层片团,较多的Y加入量(0.3%)细化效果显著;Y在合金中可形成分布在层片团晶内和晶界的粒状及棒状Y2O3和YAl2相;Y提高了Ti-45Al-8Nb合金的Tα转变温度,使同一均匀化热处理工艺下三种高铌TiAl基合金的组织差别较大。

热锻开坯对高铌TiAl合金微观组织的影响

采用热等静压技术处理了高铌TiAl合金铸锭,对直径为115mm的高铌TiAl合金铸锭在1150～1300℃进行了热锻开坯。结果表明:热等静压处理后的高铌TiAl合金由大量粗大的α2/γ片层晶粒和少量的γ等轴晶、B2相等组成,晶粒度约为80～150μm;通过变形量为75%的2次锻造成形后锻饼表面和内部质量较为完好,没有出现裂纹和太多的氧化现象;铸态粗大片层组织在变形后基本破碎,晶粒得到明显细化。

高能球磨与无压烧结制备高铌TiAl合金

以大粒度Ti-45A l-8.5Nb-0.2B-0.2W-0.1Y预合金粉末为原料,研究了高能球磨与无压烧结制备高铌TiA l合金工艺。结果表明高能球磨可显著改善合金粉末的压制性能,并对粉末的烧结致密化有促进作用;高能球磨60m in的预合金粉末经过1500℃,2h无压烧结后,可获得高致密度、具有细小全层片组织的高铌TiA l合金,其抗压强度为3150MPa,相对压缩率为25.2%,显示出较好的室温压缩性能。

放电等离子烧结制备高铌TiAl合金

以Ti-45Al-8.5Nb-0.2B-0.2W-0.1Y合金粉末为原料,采用放电等离子烧结工艺制备了高铌TiAl合金。结果表明,当烧结温度高于1000℃时,可制备出致密度高、组织均匀的高铌TiAl合金;烧结温度对合金的显微组织影响显著,通过改变烧结温度可得到具有近γ(NG)、双态(DP)、近片层(NL)、全片层(FL)4种典型组织的高铌TiAl合金;合金的室温力学性能与显微组织密切相关,当烧结温度为1100℃时,所制备合金显微组织为细小双态组织,其抗拉强度为1024MPa,延伸率为1.16%,显示出较好的室温力学性能。

热变形对高铌TiAl合金微观组织的影响

通过对Ti 45Al 8 0Nb 0 2W 0 2B 0 1Y(原子百分数)合金的热压缩分析发现,其变形温度和变形速率对合金的真实应力-应变曲线以及变形后的组织有显著的影响。在低的变形温度和高的变形速率下,随应变量的增加合金呈现明显的软化现象,变形后存在大量的流线型组织,当变形温度达到1250℃、变形速率降到1×10-3s-1时,合金变形后的组织逐渐得到充分的再结晶,铸态组织得到明显的细化。

高铌TiAl合金复杂构件制造技术研究进展

受材料本征脆性的限制,高铌TiAl合金复杂构件不适于通过机械加工获得,目前主要通过近净成形制备。分析了高铌TiAl合金的强化机制,并主要从铸造和增材制造2个方面介绍了高铌TiAl合金复杂构件加工技术的发展现状。熔模铸造TiAl合金技术成熟,已经可以实现批量化生产,但目前仍存在工艺复杂、模具制作难度大、成本高的问题。增材制造技术尤其是EBM技术取得了较快发展,高铌TiAl合金复杂构件的加工问题在一定程度上得到了解决,但产品依然存在表面粗糙度大、成形精度低等问题。

保温时间对Ti-28Ni钎料钎焊连接Ti60/高铌TiAl合金接头的影响研究

在钎焊温度1 080℃、保温时间0~15min条件下,用Ti-28Ni钎料对Ti60与高铌TiAl合金钎焊连接进行了研究。用SEM,EDS等方法对接头微观组织进行分析,并研究了保温时间对接头连接界面微观组织和力学性能的影响。结果表明:获得的接头无气孔和热裂纹,接头的典型界面结构为Ti60/α+(α+β)/Ti_2Ni+(α+B2)/α+Ti_3Al/Ti_3Al/B2/高铌TiAl合金;当保温时间较短时,断裂发生在钎缝处,钎缝区含大量Ti_2Ni相,随着保温时间的延长,Ti_2Ni相逐渐消失,α+Ti_3Al网状区面积不断增大且向Ti60合金侧偏移,保温时间过长时,接头断裂位置由钎缝区向高铌TiAl合金母材侧偏移,断裂形式为脆性断裂。保温时间10min时,接头平均剪切强度达到最大值139 MPa。

多组元微合金化高铌TiAl基合金微观组织的研究

研究了B、Hf、Y微合金化高铌TiAl基合金的铸态及热处理后的微观组织。光学显微组织观察表明,B、Hf、Y微合金化高铌TiAl合金铸态组织为近层片组织,其α2/γ层片团得到细化;XRD分析表明,除了α2和γ相,在铸态组织中还含有β(B2)、Y2O3、YAl2。扫描电镜结合能谱分析表明,β(B2)相分布在层片团的边界附近,粒状Y2O3和YAl2分布在晶内和晶界,硼化物以条状或粒状分布在晶内和晶界。经过1260℃/20h+900℃/30min/AC热处理后,得到由α2/γ细小层片团与等轴γ晶粒组成的双态组织,β(B2)相基本消除,同时YAl2相消失,形成了富Hf的Y2O3和富Nb的钛硼化物。

铸造高铌TiAl合金的热变形能力研究

在Gleeble-1500热模拟试验机上对高铌TiAl合金进行等温热压缩试验，研究其热压缩变形的流变应力行为。压缩试验的形变温度为900～1250℃，形变速率为5×10^-4～1s^-1，工程压缩应变为50％和80％。用Zenner-Hollomon参数的指数函数能较好地描述该合金高温变形时的流变应力行为；所获得的峰值应力热变形方程为σp=197．61n{（Z／9．59×10^15）^0.285＋[（Z／9．59×10^15）^0.570＋1]^1/2}，其变形激活能为（497±49）kJ／mol。本研究还给出了铸造高铌TiAI合金热变形抗力图。

高铌TiAl合金中包晶α相消除的热力学及动力学分析

采用β单相区热处理消除了高铌TiAl合金中的包晶α相(αp),并从热力学和动力学角度分析了包晶α相与热处理温度、保温时间的相关性。结果表明:铸态高铌TiAl合金呈现出显著的凝固偏析,导致包晶α相的产生,通过在1520℃保温20min可消除铸态组织中的包晶α相。上述现象归因于:(1)热力学方面,在1520℃热处理时,包晶α相为亚稳相,其稳定性显著降低,会发生αp→β相变;(2)动力学方面,包晶α相的消除与Al、Nb元素的扩散密切相关,在1520℃保温时,Al、Nb元素在枝晶间和枝晶干相互扩散。随着保温时间的延长,枝晶间Al元素呈指数衰减,当保温时间为20min时,由Al元素富集造成的包晶α相被完全消除,合金整体以β凝固路径发生相变,获得了均匀细小的近片层组织。

高铌TiAl基合金热变形组织的均匀化

研究了热加工和热处理对大尺寸高铌TiAl基合金组织均匀化的影响.结果表明,两次包套锻造能够有效地破碎大尺寸高铌TiAl基合金铸态组织.锻造过程中,铸态组织发生较大程度的动态再结晶,合金锻后组织经过热处理未出现残留的粗大的片层组织.合金在凝固中由于偏析形成的高温β相通过热加工和随后的热处理得到了有效的消除,热处理后所获的双态组织均匀且细小.

大尺寸高铌钛铝合金铸锭的组织

通过金相、扫描电镜、投射电镜、X-射线和能谱等方法对真空自耗+真空自耗凝壳复合熔炼工艺制备的Ti-45%Al-(8～9)%Nb-(W,B,Y)(原子分数)合金大尺寸铸锭的组织进行了分析。结果表明,铸锭组织是由表面细小均匀和大部分存在微观偏析的γ/α2片层团和少量分布于片层团间的γ和β(B2)晶粒组成的近层片组织(NL)。大部分组织含有明显的γ聚集区,片层团的尺寸为75μm,平均片层厚度为700nm。β以不规则形状存在于片层团间或以片状和块状存在于片层团内。另外有大量长达60μm的棒状和针状硼化物。