采用包套近等溫?zé)釘D壓工藝制備了Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B合金方形棒材,通過OM、SEM、XRD、TEM和拉伸等實驗方法研究了方棒不同狀態(tài)和位置的組織及拉伸性能。結(jié)果表明,方棒材的擠壓態(tài)組織較為均勻,不同位置的微觀組織無明顯差異;擠壓變形使鑄錠組織片層取向趨于一致,趨向平行于擠壓方向;晶界處γ相存在顆粒狀、塊狀和長條狀3種形態(tài);β相在擠壓過程中碎化和被拉長呈平行擠壓方向纖維狀。在TEM下觀察,棒材邊部位置片層完全碎化,而心部位置片層斷裂后呈長條狀。β₀相中生成大量ω₀相,兩者位相關(guān)系遵循:■。方棒材的室溫拉伸強(qiáng)度達(dá)到1000 MPa以上,室溫延伸率為0.5%左右;800℃拉伸屈服強(qiáng)度達(dá)到400 MPa以上,表現(xiàn)明顯塑性。熱擠壓合金經(jīng)時效熱處理后在β₀相中生成大量透鏡狀γ相,時效處理提高了合金的高溫拉伸性能,但無法消除ω₀相。 

【文章來源】：金屬學(xué)報. 2020,56(07)北大核心EISCICSCD

【文章頁數(shù)】：9 頁

【部分圖文】：

1 邊部位置時效態(tài)試樣800℃拉伸斷口形貌

圖10a為不同狀態(tài)下γ-TiAl合金在800℃的拉伸性能�？梢姡瑪D壓態(tài)TNM合金的800℃拉伸屈服強(qiáng)度達(dá)400 MPa以上，抗拉強(qiáng)度在676 MPa左右，斷后延伸率在43%以上；時效態(tài)TNM合金的屈服強(qiáng)度在425 MPa左右，抗拉強(qiáng)度在712 MPa以上，斷后延伸率在39%以上。經(jīng)擠壓變形后TNM合金的屈服強(qiáng)度略有降低，而抗拉強(qiáng)度提高，這是因為擠壓變形后合金中β/β0相含量增加，可以提供發(fā)生塑性應(yīng)變的大量滑移系，導(dǎo)致合金屈服點下降；同時由于β/β0相的存在增加變形協(xié)調(diào)性，提高合金抗拉強(qiáng)度。圖10b為不同狀態(tài)下TNM合金在800℃高溫拉伸的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖可知，時效處理后屈服點上升，且抗拉強(qiáng)度明顯提高。時效處理前，由于擠壓變形過程引入大量的畸變能，使得晶界處的應(yīng)力狀態(tài)復(fù)雜，在高溫變形過程中晶界是薄弱點，易萌生再結(jié)晶和孔洞；時效處理后，可以有效消除合金內(nèi)應(yīng)力，釋放晶界處的畸變能，提高動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生門檻，并在β0相中析出γ相降低了β0相體積含量，故時效處理能夠提高合金的高溫拉伸強(qiáng)度。圖1 1 邊部位置時效態(tài)試樣800℃拉伸斷口形貌

圖1為包套擠壓前TNM合金鑄錠組織的BSE-SEM像和XRD譜�？梢姡琓NM合金鑄錠組織主要由γ-TiAl相(有序L10結(jié)構(gòu))、α2-Ti3Al相(有序D019結(jié)構(gòu))和β0相(有序B2結(jié)構(gòu))[9]構(gòu)成，β0相主要分布在晶界上或晶界三向交叉處，呈不連續(xù)分布；顆粒狀γ相位于晶界處，多依附于β0相存在；(α2+γ)片層晶粒近等軸狀，晶粒尺寸在100～200μm之間，具體參數(shù)見表2。晶粒中片層取向與水平方向夾角在0°～180°之間，呈隨機(jī)分布，這是因為TNM合金經(jīng)過β單相區(qū)凝固，避開傳統(tǒng)γ-TiAl合金凝固過程中的包晶反應(yīng)，無α相的擇優(yōu)取向出現(xiàn)，有利于得到均勻的鑄錠組織。圖1中出現(xiàn)一定尺寸的硼化物，研究[25]表明，這種硼化物對合金性能會產(chǎn)生不利影響。2.2 擠壓方棒變形組織

【參考文獻(xiàn)】：
期刊論文
[1]冷卻速率對β凝固γ-TiAl合金硼化物和室溫拉伸性能的影響[J]. 王希,劉仁慈,曹如心,賈清,崔玉友,楊銳.  金屬學(xué)報. 2020(02)
[2]鈦鋁金屬間化合物的進(jìn)展與挑戰(zhàn)[J]. 楊銳.  金屬學(xué)報. 2015(02)
[3]Ti-45.5A1-2Cr-2Nb-0.15B合金熱擠壓組織與拉伸性能研究[J]. 劉仁慈,王震,劉冬,柏春光,崔玉友,楊銳.  金屬學(xué)報. 2013(06)



本文編號：3282405