隨著汽車和航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域?qū)p質(zhì)高強(qiáng)要求的不斷提高,TiAl基合金作為輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料,具有低密度,高比強(qiáng)度,高比剛度和優(yōu)異的高溫力學(xué)性能等優(yōu)點(diǎn),可以部分替代鎳基高溫合金等高密度部件。但TiAl基合金室溫低塑性和較差的熱加工性限制了其廣泛的工程應(yīng)用。因此,本文通過粉末冶金的制備方法和熱加工工藝來調(diào)控和細(xì)化TiAl基合金組織,以期提高其力學(xué)性能。采用名義成分為Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B(原子分?jǐn)?shù),%)預(yù)合金粉末在不同溫度下進(jìn)行真空熱壓燒結(jié)制備合金,研究燒結(jié)溫度對組織演化,室溫和高溫性能的影響。TiAl基合金在1200、1275、1300和1325~oC溫度下進(jìn)行燒結(jié),分別獲得平均晶粒尺寸為3μm和5μm的近γ組織和雙態(tài)組織,平均晶團(tuán)尺寸為70μm和120μm的近片層組織和全片層組織。燒結(jié)過程中,原始預(yù)合金粉末中亞穩(wěn)的α_2相向平衡γ相轉(zhuǎn)變,隨著溫度升高至α單相區(qū),大量的γ向α相轉(zhuǎn)變,在冷卻過程中由于共析反應(yīng)γ在α中析出,形成α_2/γ片層組織。上述四種燒結(jié)溫度的組織室溫壓縮工程應(yīng)變均高于30%,但室溫拉伸延伸率僅為0.2~0.34%,其中近片層組織800~oC高溫拉伸延伸率增高至5%,斷裂強(qiáng)度提升至500 MPa附近。對燒結(jié)溫度為1300~oC的TiAl基合金在以下條件進(jìn)行熱模擬試驗(yàn):變形溫度為1050~1250~oC,應(yīng)變速率為0.01~0.5 s~(-1),真應(yīng)變?yōu)?.7,研究其熱變形行為。結(jié)果表明,流變應(yīng)力隨著變形溫度的降低而增加,隨著應(yīng)變速率的增加而增加,求得燒結(jié)態(tài)TiAl基合金的熱激活能為664.75 kJ/mol。根據(jù)顯微組織可知,合金中片層組織發(fā)生彎折和扭轉(zhuǎn),部分片層破碎,大量片層組織的取向與壓縮方向垂直;隨著變形溫度的升高,組織中β(B2)相和γ相含量下降;變形溫度為1250~oC,當(dāng)應(yīng)變速率增大,組織中出現(xiàn)大量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶α晶粒,片層間距減少至不足20 nm。合金的加工硬化是由位錯(cuò)密度的增加所致,流變軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,片層組織的彎折和扭轉(zhuǎn)。結(jié)合熱模擬試驗(yàn)結(jié)果,選取TiAl基合金熱包套擠壓溫度為1240~oC,研究擠壓后合金組織演化及力學(xué)性能等問題。擠壓后組織由細(xì)小的片層組織和呈直線分布的γ相組成,由于強(qiáng)烈的塑性變形,α_2相出現(xiàn)10-10α_2∥ED和2-1-10α_2∥ED織構(gòu),由于在片層組織中γ相與α_2的位相關(guān)系,因此存在110γ∥ED織構(gòu),以及再結(jié)晶織構(gòu)211γ∥ED。對比熱處理后的擠壓態(tài)TiAl基合金的顯微組織和力學(xué)性能,可知,當(dāng)熱處理溫度為900~1100~oC時(shí),出現(xiàn)等軸的再結(jié)晶γ和α_2晶粒,當(dāng)溫度增高至1250~oC,開始出現(xiàn)片層組織;由于熱處理后合金內(nèi)部由于空冷所產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力釋放,因而顯微硬度有所降低,熱處理溫度為1100~oC和1200~oC時(shí)室溫壓縮應(yīng)變量提升至35%,經(jīng)900~oC熱處理,組織內(nèi)仍保留變形時(shí)的織構(gòu),α_2相滑移系方向與拉應(yīng)力平行,位錯(cuò)易于開動(dòng),室溫延伸率增加至1.37%。
【學(xué)位單位】：哈爾濱工業(yè)大學(xué)
【學(xué)位級別】：碩士
【學(xué)位年份】：2018
【中圖分類】：TG146.23
【部分圖文】：

合金各相有序晶體結(jié)構(gòu)[20](a)γ-TiAl(L10) (b)2-Ti3Al(D01熱處理制度下，能夠獲得 TiAl 基合金四種典型的細(xì)小的雙態(tài)組織，以及近片層組織和較為粗大全為四種組織的制備方法和特性：織(Near gamma)：在共析溫度(Te)附近的2+γ 兩時(shí)間緩慢冷卻后，即可獲得等軸的近 γ 組織，此種量的2相組成，晶粒尺寸一般為 30~50 μm，在較更加細(xì)小的晶粒；織(Duplex)：在稍高于 Te的 +γ 兩相區(qū)進(jìn)行熱處組織，這種組織由等軸的 γ 相和片層組織(L(2/γ)于 1，兩種組織混合，相互制約，形成平均尺寸約組織的室溫延展性和強(qiáng)度良好，但是其高溫抗蠕變組織(Near lamellar)：在略低于 轉(zhuǎn)變溫度(T )的

圖 1-2 TiAl 二元相圖和四種典型顯微組織[16]1.3 TiAl 基合金的合金化設(shè)計(jì)歷經(jīng)多年的探索與研究，TiAl 合金的合金化設(shè)計(jì)獲得了一定的成績。TiAl基合金中最為主要的元素之一 Al 元素，工程應(yīng)用中，一般把 Al 元素的含量控制在 42%-48%之間，根據(jù)相圖發(fā)現(xiàn)，雙相 TiAl 合金有兩種凝固路線[13]，一種為 Al元素含量大于 44%，通過包晶轉(zhuǎn)變凝固，另一種為 Al元素含量小于 44%，通過 β 凝固，β 凝固可避免包晶轉(zhuǎn)變和合金元素對 β→ 轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的影響，獲得均勻、沒有強(qiáng)烈偏析的組織。TiAl 基合金中添加的合金元素為：V、Cr、Mn、Nb、Mo、Ta、W、B、C、Si 等[21]，其中 β 相穩(wěn)定元素有 Nb，Mo，V，Mn，Cr，W，這一類合金元素均屬于慢擴(kuò)散型元素，晶體結(jié)構(gòu)為體心立方，通過添加此類合金元素可以擴(kuò)大 β相區(qū)，得到穩(wěn)定 β 相的效果，提升 TiAl 合金的高溫變形能力[22,23]。少量的 Nb 元素可以增強(qiáng)抗氧化和抗蠕變性，而當(dāng) Nb 含量在 5%-10%范圍內(nèi)時(shí)，高 Nb-TiAl 合金高溫強(qiáng)度顯著提高[7]。林均品等[24]和 Appel F 等[25]研

圖 1-3 TiAl 合金制備和加工路線圖[16,32]工藝中使用較為廣泛的一種是精密熔模鑄造技術(shù)，此種技術(shù)復(fù)雜，壁薄，尺寸精度優(yōu)，表面粗糙度較低的構(gòu)件，美國 G葉片就是用此種方法制備而成[34]。1998 年日本 Tetsui 等[65Nb-0.6Cr-0.2Ni 合金，通過重力鑄造技術(shù)制備出約 1000 個(gè)汽壓器和渦輪轉(zhuǎn)子(圖 1-4)，安裝在三菱汽車上進(jìn)行考核測試3 年繼續(xù)生產(chǎn)出超過 20000 個(gè)的 TiAl 基合金渦輪增壓器。使用汽車發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪增壓器的渦輪轉(zhuǎn)子，可代替普通的 Ni 基高少渦輪質(zhì)量，相應(yīng)減少轉(zhuǎn)動(dòng)時(shí)的慣性。但一般鑄造組織粗大等缺陷[35]。

【參考文獻(xiàn)】

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本文編號：2809986