高温合金讲义第十一章.ppt

第十一章Ti Al系金属间化合物 11 1Ti Al系中主要金属间化合物相Ti Al二元系中有4个金属间化合物 Ti3Al TiAl TiAl2和TiAl3 Ti2Al相研究较少 而且它周围相区的情况还不十分确定 TiAl3相具有DO22超点阵结构 可看作是L12超点阵的派生结构 即在L12超点阵结构的 001 面引入位移矢量为1 2的反相畴界获得 TiAl3的点阵常数a 0 3848nm c 0 8596 c a 2 23 熔点较低 1340 密度低 3 4g cm3 抗氧化性能好 Al含量为75 是Ti Al系中唯一能在空气中生成Al2O3氧化膜的金属间化合物 比强度 比模量高TiAl3TiAlTi3AlTiAlE 0 630 470 280 270 26 作为新型高温轻质材料一直受到关注 缺点 室温下很脆 改善塑性的努力 微合金化 用微合金化来促进DO22结构TiAl3的 111 112 孪生或 001 110 滑移 从而改善塑性 但未获成功 宏合金化 加入第三元素 改变四方的DO22结构 使其成为L12 从立方晶体所具有的独立滑移系数目来看 对TiAl3变形性能的改善是十分有利的 事实上 TiAl3中加入第四周期中从Cr到Zn以及某些第五 第六周期元素 都能实现结构转变 在室温下都有相当程度的压缩塑性 尽管国内外进行了十多年努力 立方结构的TiAl3基合金仍然太脆 加上它的高温强度也不高 因而无法实际应用 Ti3Al 后面讲 TiAl 后面讲 DO22结构 TiAl及其合金 TiAl的特点 密度低 3 7 3 9g cm3 仅及Ni基高温合金的一半 Ni基合金的比重为7 9 9 5g cm3 对航空航天发动机高温零件减轻重量十分有利 比刚性高 较航空发动机其他常用结构材料 包括高温合金 高50 高刚性有利于要求低间隙的部件 如箱体 构件以及支撑件等 同时可以将噪声震动移至较高频率而提高叶片等部件的寿命 600 700 良好的抗蠕变性能 比强度高 可能替换某些Ni基高温合金部件 如涡轮盘 涡轮叶片等 重量还可以减轻一半 TiAl合金具有良好的阻燃能力 可替代一些昂贵的阻燃Ti合金 缺点 较低的抗损伤能力 其较低的室温塑性 断裂韧性和高的裂纹扩展速率增加了失效的可能性 TiAl合金的应用 航空发动机应用1993年 美国GE发动机公司开始将Howmat公司铸造的Ti 47Al 2Cr 2Nb合金低压压气机叶片装在CF6 80C2做1000个模拟飞行周次考核 台架试车 结果叶片完整无损 TiAl合金的延伸率仅0 5 左右 1996年 NASA的 AITP 计划 作GE 90发动机5级和6级低压压气机叶片 取代Rene77叶片 降低总重量80kg 此外 TiAl合金作为机匣 涡轮盘 支撑架 导梁等应用也在逐步展开 汽车应用日本京都大学和川崎重工株式会社新开发的Ti 47Al Fe B合金用作汽车用废气增压涡轮 外径80mm 代替镍基高温合金重量减轻一半 台架试车结果表明 以TiAl合金增压的发动机加速响应时间显著减少 这对于改善车用发动机的加速瞬态响应特性 减少燃烧不充分造成废气污染具有重要意义 TiAl的基本特性 TiAl的晶体结构及基本特性 晶体结构 L10结构 空间群为P4 mmm 它是由 001 方向上只有Al原子或者只有Ti原子组成的原子面交替重叠排列而成 每个晶胞有4个原子 2个Ti原子 2个Al原子 100 010 方向上的点阵常数与 001 方向上的不同 TiAl晶体是一种面心四方结构 a 0 398nm c 0 404nm c a 1 015 随Al含量增加在1 01 1 03之间变化 滑移系 滑移面为 111 滑移方向有 110 101 和 112 111 面上的位错有1 2 110 和1 2 112 普通位错 以及 011 超位错 1 2 110 的柏氏矢量最短 011 超位错可分解为两个1 2 011 偏位错夹一片反相畴 APB 原子沿三个不同位移矢量 即沿bA 1 2 101 bc 1 b 211 和bs 1 6 112 运动就分别产生反相畴 APB 复杂层错 CSF 和内禀层错 SISF 孪晶 TiAlL10结构有两种孪晶 真孪晶 所有原子的种类和位置都是孪晶对称的 第一原理计算的真孪晶界为50 60J mol 伪孪晶 原子的位置是严格的孪晶对称的 原子种类不符合严格的孪晶对称要求 因此存在APB 伪孪晶界能高达530mJ mol 有序畴的位向关系 TiAlL10结构中 111 上两个相邻的有序畴可能有6种位向关系 和 表示平行和反向平行 A 的情况下 两个有序畴之间或者没有界面 或者形成一个平移有序层错畴界 B 和 C 是等价的 其界面是120 旋转有序层错畴界 相邻两个有序畴的c轴互相垂直 a 的情况是相当两相邻畴具有 111 关系 是一种真孪晶关系 b 和 c 是等价的 是一种伪孪晶关系 下图给出了伪孪晶关系的原子排列和电子衍射图 双相TiAl合金中的 2 Ti3Al和 TiAl的结晶学关系为 两相TiAl合金 2与 的结晶学关系 相应也有六种变体 见表13 4 TiAl的形成及其基本的固态相变 从液态TiAl冷却时可以有三种完全不同的凝固路线1 相凝固多数TiAl基合金含Al量为46 47 由液相冷却时将首先形成 相 并择优沿其C轴生长 形成柱状晶组织 在随后冷却过程中 从 柱状晶中析出 相 形成 2板条组织 两者保持确定位向关系 相共析反应分解也是形成 2 相板条组织 由于 相和 相之间的位向关系 所有的 板条将垂直于 相的c轴方向 柱状晶的生长方向 最终得到的铸态组织有明显的各向异性特征 当铸造具有复杂的形状TiAl部件时 这种柱状晶织构将导致铸件不同部位性能的差异 相凝固 相凝固组织的柱状晶特征较之 相凝固要弱的多 沿方向择优凝固的 相有三个等同的方向 冷却转变为 相时两相间满足位向关系 所以将可能形成十二种不同取向的 变体 最终在每个晶粒中得到取向完全不同的板条团 相应地 具有这种组织的部件的机械性能比较一致 相凝固 得到 单相组织 化学计量比和冷却速率对平衡态组织的影响 计量比影响 TiAl基合金缓冷态接近平衡的组织随成分而异 Al含量大于50 的TiAl合金热处理时多处于单相 区 冷却至室温后将得到单相 组织 Al含量为46 50 原子分数 的合金在 两相区处理后缓冷至室温将得到两相组织 该组织由 晶粒和板条晶粒所组成 其中板条晶粒是由高温 相中析出的 2和 层片所构成 该类组织被称为双态 duplex 组织 第三种组织是Al含量小于46 的合金在单相区处理后缓冷所得到的全板条 fully lamellar 组织 冷却速率影响 TiAl基合金先在单相区固溶处理后 随着冷却速度不同可得到不同的 相分解产物 如图13 4所示 极缓慢冷却条件下将得到胞状 cellular 组织 在炉冷等较低的冷速下 0 05 3 s 将得到全板条组织 中等冷速如空冷将得到魏氏组织 Widmanstatten 或羽毛状 feathery 组织 水淬可将得到块状 massive 组织 进一步提高冷速和增加过冷度将抑制 相的分解而直接有序化而得到单相 2组织 板条组织 2 相板条组织不仅可以通过从 相中析出 相形成 相共析反应分解也是形成 2 相板条组织 试验表明 典型的共析反应实际上是很难发生的 因为 2和 相形核的难易程度有很大区别 2仅为有序相变 成分变化不大 而 为扩散型相变 相的析出较之有序相变要缓慢得多 通常 TiAl合金中所得到的 2 板条组织 是通过 相由 相或有序 2相析出而形成 依Al含量的不同 板条组织的形成有两种不同的方式 1 高Al合金中 相首先析出 板条及随后 层片有序化为 2 L L 2 其中L代表板条组织 2 低Al合金中 相首先有序化为 2随后再析出 板条 2 L 2 有人认为Al含量大于43 时按前者进行 Al含量小于43 时按后者进行 板条组织的形成与层错有关 基体上的层错可以成为片状 相的析出核心 层片以短程扩散的台阶移动机制生长 板条组织的板条间距 L 取决于冷却速度 dT dt R 并可表示为 L R 1 2 图13 16为不同Al含量的合金的板条间距与冷速的关系 双相 TiAl基合金的显微组织 基本的显微组织控制综合性能较好的组织特征组织类型 全板条 FL 2 的平均体积分数在0 05 0 25之间 晶粒尺寸 GS 50 250 m 板条间距 0 05 m 0 5 m 具有锯齿状晶界 TiAl合金的四种典型组织 等轴近 组织 NG 在刚高于共析温度的 两相区处热处理 得到的接近完全等轴 晶粒的组织 通常还含有少量的晶界细小 相颗粒 晶粒度一般较小 调整处理温度可获得更细的晶粒 双态组织 DP 在Ti Al相图上 相两相区内 在体积分数大致相等的温度 约为Ta 60 进行热处理获得DP组织 高温下的组织是等轴 和 相两相 此时 相为高温是无序相 经空冷或炉冷则得到 2层片团 最后得到等轴 晶粒加 2层片团构成的双态组织 由于 相和 相在处理温度保温时相互钉扎 晶粒长大速度较慢 所以双态组织的晶粒尺寸一般较小 10 50 m 近片层组织 NL 在刚低于Ta温度不远的 两相区进行热处理 经空冷或炉冷均可得到由 2层片和少量分布于层片团间的等轴 晶粒组成的近全层片组织 由于 相较少 对 相长大的钉扎作用减弱 故产生的片层团较大 200 500 m 晶粒一般小于20 m 热处理温度愈远离Ta 则层片团尺寸愈小 但 晶粒愈多 全层片组织 FL 在刚高于Ta温度进行热处理 高温下的 单相经炉冷就可以得到完全由 2层片团构成的全层片组织 因处理温度较高 而且没有 相的钉扎 晶粒长大速度很快 所以全层片组织一般较为粗大 铸态FL合金的晶粒尺寸多在600 1000 m 合理选择热加工及处理工艺可将变形FL组织的晶粒控制在100 300 m 组织微观尺寸的控制 组织微观尺寸的控制包括有 板条组织含量 晶粒大小控制 2 的平均体积百分比控制 板条间距的控制 晶界 片团界面 控制等 主要是控制加热温度和保温时间 冷却速率等 对于FL处理 随温度上升 晶粒尺寸或FL片团尺寸按指数规律增大 随保温时间延长 晶粒尺寸或FL片团尺寸按抛物线关系长大 在两相区加热 对NL和DP组织也存在类似关系 但相对于FL处理而言 FL处理对温度更敏感 因为在两相区 和 两相在晶粒长大的过程中会相互阻隔 晶面迁移都很慢 因而可得到细晶组织 在 两相区的某一区间 1260 1310 DP的晶粒尺寸最小且随时间增加增长十分缓慢 由于在 相区晶粒长大迅速 而TiAl合金的热变形又很难均匀化 因而靠简单地调整再结晶工艺参数 时间 温度 只能控制大尺寸的FL晶粒直径 难以得到均匀细小的FL组织 鉴于一般组织控制方法难于得到细晶又细片组织 发展了一些新的热机械加工方法 目前较为成熟的几种优化典型组织的加工工艺有 热机械处理板条组织 TMTL TMTL组织是将热变形TiAl合金在单相 区保温较短时间缓冷而得到的组织 一般片团尺度100 300 m 有齿状界面 因 单相区保温时晶粒长大速度较快 TMTL合金中一般加入0 03 0 5 原子分数 的B 并以TiB2弥散相钉扎在 界晶上 冷却过程中 晶粒转变为板条晶粒 含0 05 0 1 B 原子分数 时 显示出明显的晶粒细化作用 而0 2 B 原子分数 可使晶粒细化至100 m以下 细晶板条组织 RFL RFL组织是在 相区处理以获得较细小的 晶粒并用较快的冷速 分段 冷却而获得 因而片团尺寸较细 片间距较小 如图13 21所示为GS 300 m 0 5 m的典型TFL组织 RFL合金一般是添加一定量的合金元素以获得较低的Ta 较窄的 相区及宽的 相区 其热处理的关键是保证的少量的 相钉扎在 相界上抑制其生长 典型的合金是K5 T 46 5Al 2Cr 3Nb 0 2W 合金 其Ta约1320 T 约1335 T T 1400 处理温度对K5合金的晶粒大小有影响 其 相的含量随温度增加而增加 从而有效阻碍晶粒长大 沿晶界的高温 相冷却时转变为细小 相 RFL K5 合金较之细晶双态组织和粗晶全板条组织具有明显优越的综合性能 但其晶界细小 相对蠕变性能不利 热形变板条组织 MTPL TMPL组织是指在高温热挤压而得到的各种形态及晶粒尺寸的全板条组织 若热挤压温度稍低于Ta 则可得到细晶 均匀分布有极少量 晶粒的TMPL组织 见图13 21c 若挤压温度高于Ta 则得到有一定取向的粗晶板条组织 TMPL组织具有优异的高温强度 如TMPL K5 合金室温屈服强度为700 800MPa 并有约2 的室温伸长率 TMPL组织的特例是 锻造织构 TMPAL 组织 其形成是由于锻造时导致 织构形成 而随后冷却时板条组织在 基体定向析出而得到的 其组织类型为对应于锻面的 110 纤维织构 TMPAL组织具有优越的高温屈服强度 多孪晶合成晶体 PST 的力学性能 多孪晶合成晶体 polysyntheticallytwinnedcrystals PST 是由定向生长而得到的具有单一取向的全片层 或全板条 晶体 片层由大量 孪晶片和 片组成 其典型的组织结构职图15 38所示 因PST晶体只有一个板条团所组成 没有板条团界存在 所以是研究全板条组织的力学行为及变形特征的最佳材料 图15 39和15 40是PST晶体室温下屈服强度及延伸率随承载角 的变化曲线 是外加载荷轴与板条界面间的夹角 如 0 表示外加载荷方向平行于板条界面 PST晶体的屈服强度和延伸率明显取决于承载角 或者说 板条组织的力学性能具有明显的各向异性 当外加载荷垂直于板条界时屈服强度最高而延伸率最低 外加载荷平行于板条界时次之 而中间角度时正相反 屈服强度很低而延伸率高达20 当板条界面平行于或垂直于压缩载荷时 相沿 111 面的剪切形变与板条界面相截 硬变形 因此剪切形变必须通过孪晶界 2 界面和 2片 形变阻力大 而中间角度时 相沿 111 面的剪切形变与板条界面平行 软形变 因此 板条界及 2片对剪切形变而言都不是直接的障碍 变形阻力小 另外 从软形变方向板条的高延伸率来看 与 2板条相平衡的 相本身具有很好的可变形能力 无论 角度的大小 断裂总是以没有颈缩的解理脆断方式发生 即使延伸率超过10 时仍是如此 主裂纹方向总是垂直于外应力方向 表明正应力对萌发裂纹具有重要的作用 双相合金典型组织的力学性能 DP组织的塑性高 断裂韧性低 因为晶粒小 强度高 塑性高 FL组织的断裂韧性高 塑性低 因大晶粒使强度低 塑性低 而片层组织使韧性高 各种组织强度和塑性取决于晶粒尺寸和层片间距 晶粒细化 缩短滑移带长度 减少滑移面位错运动长度和位错堆积 降低滑移面交截处和晶界的应力集中 不利于裂纹形核 有利于强度和塑性提高 片层界面对裂纹扩展有阻力 片层组织的断裂抗力高于 相 增加片层含量 提高塑性和强度 FL和NL片层含量高 断裂韧性高 但晶粒尺寸太大 塑性低 NG无片层组织 晶粒粗大 塑性韧性均低 DP组织晶粒细小 塑性高 韧性低 晶粒尺寸对室温塑性和强度的影响 室温塑性和屈服强度均随晶粒度的增大而降低 晶粒尺寸由250 m增加到2500 m 室温塑性由2 5 降低0 5 各种组织的屈服强度与晶粒尺寸之间满足Hall Petch公式 但H P强化系数Ky值不同 片层间距与屈服强度也符合Hall Petch关系 室温 800 室温塑性与断裂韧性的反常依存关系 TiAl合金的塑性和韧性间的反常关系可以从试样拉伸时宏观整体和裂纹尖端的不同屈服行为来理解 多晶材料的拉伸塑性主要是由其宏观可屈服程度所控制的 晶粒越小则塑性越好 但是 在粗晶 500 m 全板条合金的韧性试验中 裂纹尖端塑变区 400 m 仅仅涉及到裂尖前的一个晶粒 形变行为只与裂尖微区特性有关 应用拉伸性能和断裂韧性间的经典方程 15 2 可以估算塑变区内微观的拉伸应力 应变曲线 如图15 47 b 所示 式中C为常数 n为局部加工硬化系数 E为弹性模量 y为材料的屈服强度 lf为局部失效真应变 相当于所测裂纹尖端的最大有效应变 计算所用双态和全板条组织的KIC值分别为10 5MPam1 2和16MPam1 2 对比粗晶全板条合金和细晶双态合金裂尖塑变区内微观的以及拉伸试样宏观的应力 应变曲线 图15 47 a 双态组织的微观和宏观应力 应变曲线相似 对晶粒尺寸大于500 m的全板条组织却极不同 用公式rp a KIC y 2计算裂纹尖端的塑变区尺寸 双态和全板条组织分别为400 500 m和 300 m 大晶粒的全板条组织的裂尖塑变区是在一个晶粒尺度内 裂尖塑性区组织相当于PST组织的情况 其局部失效应变平均值约15 20 与试验所测的PST TiAl合金的最大拉伸应变相吻合 对双态组织而言 其塑变区 约300 m 内含有许多随机取向的细小晶粒 意味着塑变区内的材料是完全各向同性的 与宏观组织相似 其裂尖应力 应变曲线基本上与宏观拉伸曲线相同 失效应变与材料的宏观失效应变 3 相当 如图15 47 TiAl基合金的抗氧化性能 Ti 48Al 2Cr 2Nb合金的抗氧化性较差 500h氧化后氧化皮剥落 K5和Alloy7抗氧化性较好 但500h后氧化增重曲线呈直线关系 也产生了退化过程 氧化膜结构 TiAl在高温氧气中可以生成连续的Al2O3膜层 但在空气中却只生成TiO2和Al2O3混合膜 其含铝量不足以生成连续的Al2O3层 这是其抗氧化性不足的原因 TiAl基合金大约在750 800 以下具有抗氧化性 氮对TiAl合金的氧化行为有重大影响 在纯氧气中有连续的Al2O3膜 氧化很慢 氮气起明显的加速氧化作用 一种解释是在氧化初期 TiN就已生成 形成Al2O3和TiN交替结构 而TiN可以进一步氧化生成TiO2 从而最终形成TiO2和Al2O3混合膜 这种解释的证明是900 1h氧化后在氧化膜和金属基体界面处TEM观察到TiN和Al2O3 提高TiAl合金抗氧化性的要素是获得连续的Al2O3膜 加入少量合金元素 如Cr Mn Y等可以提高其抗氧化性 但并不能生成连续的Al2O3膜 铌能有效地改善TiAl合金的抗氧化性 具有最佳抗氧化性的合金成分范围可以描述为 Al 55 64 原子 Ti Nb 2 5 此时氧化膜的含有连续的Al2O3保护层 另外 氧化物TiO2可以被改变成 Ti Nb O2 Nb 5替代TiO2中的Ti 4 会降低阴离子空位浓度 改善TiO2的保护能力 当合金含铌过多时 出现AlNbO4或Nb2O5 使膜疏松而降低膜的保护能力 用防护涂层提高TiAl合金的抗氧化性的有效性与涂层成分有关 Cr Al Y是有效的高温合金涂层 但对TiAl合金有较严重的基体反应和热膨胀系数差别 对TiAl不是很匹配 用Ti Al Cr 8 10 涂层 可以得到连续的Al2O3保护层 合金化及TiAl基合金发展 TiAl基合金的发展 50年代初期 美国学者首先对Ti 50Al二元合金的性能进行了研究 结果因为TiAl合金室温塑性太差而放弃 十五年后 即1975 1982年 美国P W实验室对近100种不同成分的TiAl合金加以研究 最后发现具有最佳性能的合金是 Ti 48Al 1V 0 3C 原子 此即第一代TiAl合金 其室温塑性可高达2 但由于各种原因 TiAl基合金并未被作为工程合金而得到发展 直到80年代末 美国GE公司发展了第二代TiAl合金 Ti 48Al 2Cr 2Nb 并证明了其良好的综合性能 才引起对TiAl基合金世界范围的广泛兴趣 经过大量研究发展 现已发展出第三代TiAl合金 见表15 9 工程TiAl合金的力学性能 目前已进入应用状态的铸造合金的成分和性能水平 铸造 TiAl合金的不同温度拉伸性能 合金元素对TiAl合金性能的影响 我国TiAl合金的研制 变形TiAl V Cr合金Ti 46 5Al 2 5V 1 0Cr 1 细小全层片组织 FFL 可全面提高力学性能 首先将热变形组织在合金共析线以下温度充分再结晶为晶粒尺寸小于200 m的等轴近 组织 然后将其重新加热到高于合金Ta点的温度 使高温 层片结构在 相基体上形成 组织分析发现 面心正方结构的 相中四种取向的 111 面均可作为片状 相析出的惯习面 即 相层片可在一个 相晶粒内多取向析出 使在单相 区高温下形成的 层片团的尺寸小于 相基体晶粒尺寸 这种在相对细小的 相晶粒内生成的尺寸更小的层片团在冷却过程中被保留下来 其中 相原位有序化为 2相 就形成了层片团尺寸小于100 m的FFL组织 该合金FFL组织具有均衡的室温拉伸性能和断裂韧性 表15 12 这种细化全层片组织的工艺对钛铝合金的实用具有重要意义 2 微合金化改善热加工性能 TiAl合金的高温变形性能对热加工温度和变形速率均很敏感 热加工窗口较小 试验发现 添加微量Mg 如0 007 可显著提高TiAl V Cr合金的热加工性能 使其可热加工工艺参数范围明显增大 图15 74 这里的可热加工是指热模拟试验中 热压试样应变达到80 后 在100倍光学显微镜下检查表面无裂纹的工艺条件 3 铸造TiAl V Cr合金 经高于Ta点均匀化处理 真空热处理或HIP 得到粗大全层片组织 经多步热处理 MHT 可得到FFL组织 热处理的第一步是在900 或950 至略高于合金共析线的温度间循环热处理 以在完整的层片结构中引入大量层片间断点 根据Ti Al二元相图可以推算 当TiAl合金由900 升温到共析温度或由共析温度降温至900 合金中将有约36 体积的 2相发生溶解或析出相变 另一方面 在此温度区间内原本平直的层片会在表面能驱动下发生形状扰动 进而产生瑞利分解 图15 77 试验证明 在循环热处理过程中存在的溶解 析出相变可以促使层片在更多位置上的失稳扰动达到瑞利分解的临界值 增加层片形状失稳扰动致层片间断发生的普遍性和均匀性 第二步热处理是在略高于共析线温度 如1150 温度 等温处理 由于吉布斯 汤姆斯效应 Gibbs Thomsoneffect 分布有间断点的层片分段发生连续粗化 结果使粗大层片团的层片组织分解并等轴化为晶粒尺寸较小的近 组织 图15 78 热处理的最后一步是在略高于合金Ta点温度短时保温后空冷下来 形成铸造TiAl合金的FFL组织 图15 79 铸造TiAl V Cr合金的室温塑性尚不能通过单一热处理显著提高 而需经多步长时热处理才能得到明显改善 高Nb的TiAl合金 高Nb的TiAl合金 已被国内外承认为发展高性能TiAl合金的首例 目标是在800 以上使用 高铌TiAl合金可以在较低的温度处理得到较细晶粒全板条组织 采取适当的热处理得到NG DP NFL和FL典型组织 各种组织的参数见表15 17 图中列出K5合金的数据作为参考 可以看出 高铌合金化显著提高了TiAl合金的屈服强度 TiAl W Si合金相变研究 Ti 47Al 2W 0 5Si蠕变行为和变形机理研制制备 铸锭变形 铸造 粉末冶金 Ti3Al及合金 Ti3Al合金的发展 Ti3Al金属间化合物与普通钛合金相比 其密度相当而使用温度更高 因此引起人们很大的兴趣和关注 从20世纪50年代开始 一些国家就开展了Ti3Al金属间化合物的研究 但由于脆性问题迟迟未被突破 曾一度处于低潮 60年代 人们试图通过Nb元素的添加去克服室温脆性 直到70年代后期 第一个呈现一定室温塑性的Ti3Al合金 Ti 24Al 11Nb 原子 问世 使Ti3Al合金走出低谷 80年代初 在室温和高温强度等方面更具优越性的超 2合金 Ti 25Al 10Nb 3V 1Mo 原子 被发明 高压压气机匣 高压涡轮支承环等典型零件先后通过发动机试车以及3 2t重量级铸锭等产品的研制成功 标志着Ti3Al合金的发展已进入应用研究阶段 其后 包括中国 俄罗斯在内的世界各国广泛地开展Ti3Al合金的研究 并取得重要进展 中国在强韧化机制 合金化 制造工艺 组织性能研究基础上发展而成的TD2 Ti 24 5Al 10Nb 3V 1Mo 原子 TAC 1 Ti 24Al 14Nb 3V 0 5Mo 原子 合金都已进入应用研究阶段 作为转子零件的TD2合金的涡轮导风板也成功地经受了发动机试车考验 利用TAC 1合金优异的超塑性和良好的焊接性能 已制作成功宇航用涡轮体组件 卫星波纹板以及姿态发动机部件等多个试验件 80年代末和90年代 美国又在上述 2相为基的合金研究基础上 发展了以O相 Ti2AlNb 为基的合金 其中有代表性的合金有Ti 24 5Al 23 5Nb Ti 22Al 27Nb等 Ti3Al相的基本特性 Ti3Al具有DO19结构 是 Ti结构的有序结构 亦称 2相 当量成分Ti3Al的密度为4 2 而Ti3Al基合金的密度为4 1 4 7 Ti3Al基合金的杨氏模量在100 145GPa 杨氏模量对成分和结构都比较敏感 其实测值的波动范围较大 过当量成分Ti3Al 26Al 的测量值为149GPa 剪切模量为58GPa 泊松比为0 29 Ti3Al的合金化和组织 最有效的强韧化元素是Nb 随含Nb量增加 Ti3Al基合金的强度和塑性同时得到提高 因此 现代Ti3Al基合金都以Ti 23 25 Al 10 30 Nb为基础成分 再进一步合金强化 Nb显著提高Ti3Al基合金塑性的机理尚不完全清楚 少量Nb是取代Ti的位置 并促进更多滑移系开动 因而有利于塑性 但此时只是略为提高塑性 当Nb量较多时促进 相或有序的B2相析出 它将可能进一步提高塑性 再增加Nb量 以致有O相析出 则进一步改善强度和塑性 含Nb的Ti3Al基合金基本上有三种类型 Nb含量10 12 的 2合金或超 2合金 Nb含量14 17 时的 2 两相合金和高Nb量 23 27 的O相为基的多相合金 提高合金的含Al量也有利于提高强度 不同Al含量合金 具有网栏状组织 在不同Al Nb含量的Ti Al Nb基础合金中加入其他 稳定元素 V Mo等 可以进一步提高强度 不同元素复合强化效果较好 控制组织是得到最佳综合性能的关键 Ti3Al基合金的热处理显微组织及性能与普通Ti合金有许多相似之处 只是Ti3Al因是有序结构而更脆一些 2 Ti3Al基合金高温进入 相区 冷却下来可以得到不同的显微组织 例如Ti 25Al 7 5Nb合金自高温冷却下来经 相转变可以得到几种不同组织 等轴组织带有较多的一次 2相 魏氏组织基体及少量一次 2相 粗大的全魏氏组织 2相 细小的全魏氏组织 2等 热机械过程 TMP 能更有效地控制显微组织 包括 晶粒的形状与分布 一次 2相的尺寸与数量 二次 2片的形态及厚度 间距 等 一种是 区热机械加工 加工 一种 2 相区热机械加工 2 加工 此种方法可以控制一次 2相的数量及大小 魏氏组织 2相一般较细小 调整一次 2相的大小 数量 2相及 相的比例和形态可以得到最佳的强度塑性配合 含有最少 相的网栏状 2相组织蠕变性能最好 增加 相有利于塑性但降低蠕变强度 可以看出 B2相不利于蠕变强度 O相合金的蠕变强度比 2相合金要好 22Al 27Nb O B2 和27Al 21Nb O相 合金的蠕变速率比高温合金IN718还低 目前 O相合金是发展的重点 图13 10具有 2 B2 2 O 2 O相组织的Ti3Al基合金的蠕变性能对比 图中列出IN718高温合金的数据作参考 对于Ti 24 25Al 低Nb基合金系列 当成分为25Al及约12 稳定元素总量时蠕变强度最好 用V Mo合金化得到Ti 25Al 10Nb 3V 1Mo合金 超 2合金 具有极好的蠕变强度 尤其是得到 固溶处理后的片状团 colonytype 组织后有最佳的蠕变强度 这个合金的蠕变速率应力指数n随温度升高而下降 是一种攀移型蠕变和晶界滑动蠕变的混合蠕变 随温度升高和应力降低 晶界滑动在混合蠕变中的贡献更大 进一步研究其蠕变性能认为 还可以进一步用Si Zr提高蠕变强度 增加Nb含量 原子分数 到17 为 2 O双相合金 进一步用Mo强化得到的Ti 25Al 17Nb 1Mo是 2 O双相合金 并优化两相组织 可以使强度和塑性同时不断提高 具有极高的蠕变强度 比Ti 25Al 17Nb合金和 2 两相Ti3Al合金都好 而且其塑性也优于Ti 25Al 10Nb 3V 1Mo超 2合金 但其塑性还不是很高 为此可以进一步增加Nb含量 得到更多的O相 进而提高强度和塑性 例如 表中高Al高Nb合金属于O 2相Ti3Al合金 Ti 22Al 23Nb 合金含有40 体积分数 2 60 体积分数 O B2 混合相 在具有相同强度的情况下往往有较高塑性 Ti 22Al 20Nb 5V合金有最好的韧性 Ti3Al合金的应用前景 普通钛合金的工作温度迄今仍限于600 以下 因此