i2alnb高温合金的组织与性能

i2alnb高温合金的组织与性能

1高温基础材料ti-3al基金的属间化合物主要由ti-25al组成的有序、混合结构2个相组成，具有高比强度和低温室弹性。本工程应用的原料范围为ti-（22-25）al-（11-17）nb（摩尔比，%，以下）。在研究ti3al基金中的涂层化合物时，mcader和simcoe首先提出添加稳定元素nb，以改善有序金属根的室温塑造、断裂带的耐候性和高温耐氧化性。1988年，binerjee等人使用c-iii特定相（coed）确定了o（或o相）的形成机制、微组织、变量、滑动和力学。Ti2AlNb是以有序正交结构O相为基础的金属间化合物合金(可简称为Ti2AlNb基合金),成分通常在Ti-(18-30)Al-(12.5-30)Nb范围,并含有少量的Mo、V和Ta等合金元素.由于长程有序的超点阵结构减弱了位错运动和高温扩散,因而该合金不仅具有较高的比强度、比刚度,还有高温蠕变抗力、断裂韧性高、抗氧化性好、热膨胀系数低等特点,因此它已经成为最具潜力的新型航空航天用轻质高温结构材料,作为高密度镍基高温合金的替代材料被寄予了极大的期待.Ti2AlNb基合金性能对相组成和组织敏感,如何实现材料组织与性能的精确控制成为研究的难点.目前,国内外的研究主要集中在成分设计和热加工成形等方面.需要指出的是,航空航天飞行器关键部件的制备,要求降低Ti2AlNb基合金的相对密度,提高飞行器的性能,因而如何在保证其力学性能的基础上,降低相对密度,也是该领域研究中亟待解决的问题.由于宇航部件结构复杂,多为同种或异种材料连接,因此,Ti2AlNb基合金的焊接研究已经成为此类材料推广应用的关键问题.由于Ti2AlNb基合金具有上述性能特征,发达国家相继开展了积极的研究,并逐渐发展成为轻质耐高温材料的前沿阵地.20世纪70年代,美国空军实验室和美国通用电气(GE)公司在改善Ti3Al塑性方面取得突破,已经批量生产Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo合金.美国通用电气公司的Rowe等人申请了第一份关于Ti2AlNb基合金的专利(见表1[7,8,9,10,11,12,13]),并在航空发动机零部件的试制方面取得了重要进展.Boehlert等人细致地研究了Ti2AlNb基合金的熔炼、锻造、轧制等制备工艺,显微组织、相变、织构以及拉伸和蠕变性能等.20世纪90年代为了满足发动机制造业对高温轻质材料的需求,发达国家开始研究简单的Ti-Al-Nb基O相合金相图.美国空军实验室的Miracle和Rhodes等人测试了Ti-Al-Nb三元系成分在Ti2AlNb附近的相图,研制了Ti-22Al-23Nb合金,并在SiC纤维增强Ti-22Al-23Nb复合材料方面取得了突破.在美国Ti2AlNb基合金已经应用到低风险的部件,如压气机机壳以及其他静态部件中.Emura等人采用预制合金粉末冶金法制备了TiB颗粒增强Ti-22Al-27Nb复合材料,其室温及高周疲劳强度均高于基体合金.此外,通过添加新的合金元素进行复合强化,也可以进一步提高Ti2AlNb基合金的性能.日本Feng等人用Mo、V取代Ti-22Al-27Nb合金中的部分Nb后,研制出的Ti-22Al-11Nb-4Mo和Ti-22Al-24Nb-2V合金的室温杨氏模量和维氏硬度显著提高.俄罗斯科学院超塑性问题研究所Shagiev等人,采用等温锻造获得了亚微米级显微组织的块体材料,对Ti2AlNb基合金实用化进程起到了推动作用.我国Ti2AlNb基合金正在完成从实验室向工业生产的转变.北京钢铁研究总院、北京有色金属研究总院、中国科学院金属研究所、北京航空材料研究院、西北工业大学和哈尔滨工业大学等单位都开展了Ti2AlNb基合金的研发工作,取得了阶段性的研究成果.北京钢铁研究总院相继开发了Ti-22Al-24Nb-3Ta、Ti-22Al-25Nb和Ti-22Al-20Nb-7Ta等Ti2AlNb基合金.此外,在Ti-22Al-25Nb合金轧制、热模锻造和旋压成型工艺的研究中也取得可喜进展.2ti-32-25al-nb合金系钛是过渡族金属,原子序数为22,其电子结构为1s22s2p63s2p63s2p6d24s2.钛与合金化元素的相互作用主要取决于原子半径、原子的电子结构、原子价及电子浓度等因素(见图1).根据Hume-Rothery法则,钛合金元素中原子直径大小的差异不应超过15%,即合金化元素的原子直径与钛原子直径之比,在0.88～1.15之间会形成置换固溶体.按照Hegg法则,当两个相互作用的元素原子直径比值小于0.59时,易形成间隙固溶体.而介于形成置换固溶体和间隙固溶体之间的元素则可与钛形成化合物.Nb的相对原子质量(92.91),明显高于Ti(47.87),使材料密度增加.添加Nb可以提高抗氧化能力,在Ti-(22-25)Al-Nb合金系中,最佳抗氧化性能的Nb摩尔分数是10%～15%.O相在较宽的Nb含量范围内稳定存在.图2为Miracle和Rhodes确定的Ti-22Al随Nb含量(摩尔分数)变化的垂直截面相图.根据Nb含量不同,把O相合金分为两代:当Nb含量x(Nb)小于约25%时,在α2+(β/B2)+O三相区温度范围内处理得到的三相合金称为第一代,其名义成分主要有Ti-25Al-17Nb、Ti-21Al-22Nb以及Ti-22Al-23Nb;当x(Nb)大于约25%时,合金具有(β/B2)+O两相区,称为第二代,其名义合金成分主要有Ti-22Al-25Nb、Ti-22Al-27Nb,成分特点为高Nb低Al,其相组成为β/B2+O,随着热处理工艺的不同,有时还会包含少量的α2相.彭继华等人的研究结果表明,Ta替代部分Nb,提高了合金β/B2转变点温度,有利于细化合金的微观组织,随着Ta含量的增加,材料屈服强度增加.添加W、Mo、Si和C,提高合金蠕变抗力.添加W主要是可以细化魏氏组织,从而提高材料的强度.添加B可以影响合金的高温相变动力学,在相变中B可以提供形核位置.Ti2AlNb基合金相组成与合金成分和热处理工艺有关,热处理温度决定相变趋势,而热处理时间决定相转变程度.由于扩散动力学原因,低温下合金的相变难以达到热力学平衡状态,仅通过合金平衡相图还不能准确分析实际合金的相结构,必须考虑热处理时间对相转变的影响.Kumpfert等人研究了Ti-22Al-25Nb合金相变过程,并确定了该合金相变动力学TTT曲线,如图3所示.Ti2AlNb基合金相变复杂,掌握相变规律,制定合适热处理工艺,从而可以控制显微组织,改善其力学性能.32、b2和o相Ti2AlNb基合金的主要构成相为α2、B2和O相,Ravi等人的理论计算结果表明,这三相能量相近,因而在很宽的温度范围内稳定存在.3.1ti2alnb基合金的缺失原子α2相为HCP结构的有序相,化学计量Ti3Al,具有D019(hP8)结构,具有P63/mmc对称,该结构的特点是原子在(0001)面密排,这就确保了Al原子和相邻Ti原子共享键合,可以理解为4个亚晶格的位置由3个Ti原子和一个Al原子占据.Ti2AlNb基合金中α2相在低温下的析出或分解反应动力学非常缓慢.α2相缺少孪生变形,由于长程有序抑制孪生变形.α2相独立滑移系少,可能的位错类型为:●<a>型,在(0001)基面、{10ˉ10}棱柱面和{20ˉ21}锥面上,布氏矢量为16<11ˉ20>;●<c>型,在二次{11ˉ20}锥面上,布氏矢量为;●<c+a>型,在{11ˉ21}或{20ˉ21}锥面上,布氏矢量为<11ˉ26>室温下,在α2相中只能观察到<a>型位错,由于缺乏<c>组分,导致局部应力集中而产生解理断裂,使塑性降低.形变诱发孪晶可以产生<c>型位错,但是这种变形在没有引起无序转变的情况下,在室温下不能发生.而微孪晶的出现以及<c>型和<c+a>型位错的出现,可以解释高温下塑性增加.3.2第二、四因素对第二相结构的影响B2/β相为体心立方(Bodycenteredcubic,BCC)结构.其中β相为无序BCC结构,B2相为有序BCC结构.Ti2AlNb基合金经过固溶处理后,其高温BCC的β相随温度的降低会发生有序无序转变,生成有序BCC的B2相,该转变为二级相变.吴波运用量子力学从头算法计算了Ti2AlNb基O相端基化合物的总能,进而研究了O相的有序无序转变.研究结果表明,O相中Al原子始终倾向于占据γ亚晶格,Ti原子倾向于占据α亚晶格,Nb原子倾向于占据β亚晶格.随着O相有序度的增加,原子可动性变差,合金的强度、硬度和弹性性能都相应提高.有序无序转变对力学性能的影响有待于进一步研究.成分的变化对B2←→β的有序/无序转变温度有较大的影响,通常增加Al和O含量会提高转变温度,此外,Nb含量不同对有序无序转变温度也有很大的影响.B2相通过局部不均匀变形,在(111)面上滑移,当B2晶粒尺寸很大时,断裂方式是解理断裂,当B2晶粒尺寸很小并且在含Nb的三相合金中,断裂方式为韧性断裂.3.3等轴o相生成的晶界O相具有有序正交(Orthorhombic)结构,空间群序号为63,空间群为Cmcm,点阵常数见表2,化学计量配比为Ti2AlNb,故O相合金又称Ti2AlNb基合金.迄今为止,O相的热力学稳定成分-温度范围还存在争议,基于材料动力学原因,至今尚未得到Ti2AlNb单晶,使得O相的晶体结构、合金元素占位行为,以及许多物理性质尚处于未知状态.关于O相的形成机制也存在争议.关于Ti2AlNb基合金中O相的形成机制,主要有以下4种观点:(1)O相可以通过HCP-D019结构的α2相晶格上合金原子有序化而形成,即从α2相向O相的转变可以看成是Ti和Nb原子在α2相亚晶格上的进一步有序排列,α2相晶格发生畸变,这样产生的O相有利于形成一种镶嵌结构.根据空间群与子群的关系分析得出,O相的形成有两种方式:一种是当Ti3Al-Nb合金中x(Nb)小于15%时,O相通过α2相的一致有序化形成;另一种是当x(Nb)大于20%时,B2相经过中间过渡相B19转变为O相.(2)B2相通过B19结构的中间过渡相(一般称O′相)向O相转变,而B19过渡相可通过B2结构的(111)方向的位移波产生切变形变来形成,其中一个亚晶格被Ti原子所占据,另一个亚晶格上Al和Nb原子混合占位,通过有序化排列便得到O相的正交有序结构.(3)固溶态α2合金发生相分解的结果.当α2相中的Nb过饱和时,α2相将分解形成贫Nb区和富Nb区,其中的富Nb部分的α2相点阵发生变形,且成分发生微小变化,形成O相,转变驱动力是固溶引起的应变能.(4)O相可以由α2+B2→O的包析反应(Peritectoidreaction)得到.α2和B2之间的取向关系遵从著名的Burgers位向关系:[1ˉ11]B2//[11ˉ20]α2‚(011)B2//(0001)α2.α2和O之间的取向关系:α2//o,(10ˉ10)α2//(110)o.B2和O之间的取向关系:[ˉ111]bcc//[1ˉ10]o,(110)bcc//(001)o.Li等人采用EBSD技术,对O相合金晶界特性,包括65(°)、90(°)错配角的形成进行了深入的分析,研究结果表明,O/O晶界主要形成65(°)、90(°)错配角晶界,在低于β相转变温度下热机械加工的合金,在α2-to-O相变过程中,等轴的O/O晶界首先形成65(°)错配角的晶界,其次形成90(°)错配角的晶界,其中65(°)错配角晶界是由约40%(110)孪晶界面绕旋转形成;而高于β转变温度热机械加工的合金,在BCC母相中形成6种O相变体,因而O/O晶界易于形成近90(°)错配角,这可以通过BCC/O相位向关系来解释.O相的断裂方式也是解理断裂,在变形过程中发现基于“c+a/2”的滑移系中有额外的滑移系.Popille等人采用弱束暗场技术研究了室温下B2、O相的滑移变形,研究结果表明,B2相由于滑移系较多,较O相具有更好的塑性.4ti2alnb材料的热包套和可制包套加工Ti2AlNb基合金通常采用等温锻造来细化粗大铸态组织,为二次加工成型板材提供坯料,也可以直接成型为零部件,如航空发动机的叶片或涡轮盘.等温锻造之前,Ti2AlNb基合金一般都要经过热等静压(Hotisostaticpressing,HIP)和均匀化处理,以消除铸造合金缩松和成分偏析.为了提高铸锭变形能力,开坯锻造前要进行包套处理.开坯锻造后,合金组织及变形性能得到提高,因此其二步锻造可以选择在温度较低的α2+B2两相区或α2+B2+O三相区,这样有利于防止晶粒粗化,从而把动态再结晶后细小的组织保留到室温,对于提高室温塑性和强度都有利.多向等温锻是自由锻造工艺的一种,已经在铜、钢、镁合金等材料上做了广泛的研究,但是在Ti2AlNb基合金上研究较少.多向等温锻造能有效改善单轴锻造变形不均匀引起的组织不均匀,由于累积塑性变形量大,还会导致动态再结晶温度下降,这样就可以在更低温度下进行锻造,获得细小晶粒组织,从而为Ti2AlNb基合金二次成型提供性能良好的坯料.Ti2AlNb基合金板材是其实用化研究中最为重要的课题之一.20世纪80年代后期,日本和美国分别启动了等温轧制和热包套轧制.轧制工艺参数包括轧制温度、应变速率以及每道次应变量.Ti2AlNb基合金轧制温度范围为α2+B2两相区或α2+B2+O三相区,这样既可以保证足够的塑性,又能降低晶粒长大的趋势.除了轧制工艺外,轧制坯料组织性能也至关重要,具有均匀超细晶组织的合金塑性好,能够有效降低轧制温度,从而有利于板材轧制.5ti2alnb超塑性变形Ti2AlNb基合金力学性能取决于合金成分、相组成及体积分数、热机械处理工艺.表3列出一些典型的Ti2AlNb基合金的室温和高温性能.单相的O相合金在650～750℃范围内,具有优良的抗蠕变性能,然而室温塑性和断裂韧性低.研究表明,具有O+B2相的Ti2AlNb基合金具有最佳的综合力学性能.O相的本征塑性高于α2相.晶界分布的α2相对强度和塑性不利,易于导致裂纹在晶界处萌生.研究表明,通过后续热处理减少α2相,进而减少α2/α2晶界,可以使延伸率提高2.5倍,同时强度不变.与α2相类似,裂纹也容易在等轴O/O晶界处形核,而产生晶间断裂.由于体心立方的B2相的裂纹钝化能力以及沿着波形滑移的韧窝特征,使O相合金具有优化的强度和韧性的结合.可以观察到滑移从O相和体心立方B2相之间来回传播,而没有偏折,从而减少晶界处的应力集中.当B2相体积分数大于15%时就可以减少界面处的应力集中效应,否则,在低应变水平下裂纹容易从O/O晶界处萌生.Ti2AlNb基合金中增加Al含量会显著提高蠕变性能,但同时会降低塑性和断裂韧性.当x超过25%时,断裂韧性和塑性极低,传统的加工方法难以适用,无法工业化生产.Nb含量增加时,无论对等轴组织还是层片状组织,合金的拉伸强度、塑性和蠕变性能显著提高,但增加Nb含量会使合金密度增加,不利于凝固组织的均匀化,而且会形成具有不稳定结构的新相,影响高温性能.因此,高Al和高Nb的Ti2AlNb基合金不适合作高性能航空发动机结构材料.为了提高Ti2AlNb基合金的综合力学性能,改善合金的抗氧化性,添加Mo、W、V、Ta、Si、Zr等合金元素进行改性是一种有效的方法.但目前这方面的文献较少.在Ti2AlNb基合金实用化进程中,超塑成形是该材料成形加工的理想工艺.超塑性成形技术是指利用材料在一定温度和应变速率范围内表现出的超塑性行为而进行材料加工成形的一种技术.超塑性成形尤其适用于成形力学性能差、难加工的材料,在航空、航天领域的结构制造方面显示出了巨大的优越性.表4列出典型的Ti2AlNb基合金超塑性变形的一些结果.Ti2AlNb合金通常为O相、B2/β相和α2相构成,因此,其超塑性变形过程很复杂.主要是受晶格扩散所控制的晶界滑动机制,动态再结晶是该合金超塑性变形的重要协同机制.Ti2AlNb合金超塑性变形的激活能数值,约在239～327kJ/mol之间.根据Boehlert的研究结果,O+B2两相合金的晶界自扩散控制时的激活能为171kJ/mol,晶格扩散控制时为265～331kJ/mol.表明合金在超塑性变形过程是晶格扩散协调控制的.Ti2AlNb合金在超塑性变形过程中,O相、B2相的扩散溶解行为对空洞的长大有较强的抑制作用,超塑性变形过程中的动态再结晶在一定程度上促进了晶粒细化.6ti2alnb基合金焊接在Ti2AlNb基合金实用化进程中,必须面对宇航部件结构复杂需要解决同种或异种材料之间的连接问题,因此,焊接技术研究已经成为此类材料推广应用的关键环节.迄今为止,关于该合金焊接技术的研究还非常有限,而针对α2合金、超α2合金和γ-TiAl合金,已有较多的焊接方法,主要包括熔化焊接(氩弧焊、激光焊、电子束焊等)、钎焊、固相扩散焊、过渡液相(Transientliquidphase,TLP)扩散连接、摩擦焊、燃烧合成连接等.表5列出Ti2AlNb基合金焊接方面的研究结果[47,48,49,50,51,52].熔化焊主要包括氩弧焊、