TiAl合金介绍答辩

主要内容一研究背景与意义二TiAl合金的成分三TiAl基合金的组织与性能四TiAl基合金的成形方法及特点五预期目标一、研究背景与意义典型发动机定型年份单位推力（daN.S/Kg）推重比涡轮前端温度（℃）平均级压比实例机型1960—1976＜100＜7＜1250米格—21、F—4B1977—1997100—1107—91350—15001.32苏—27、F—161993—2010110—1259—111550—17501.44苏—37、F—22、F—352010—今125—13515—201800—21001.85性能Ti基合金Ti3Al基合金γ-TiAl高温合金结构hcp/bccD019L10Fcc/L12密度/g.cm-34.54.1—4.73.7—4.27.9—9.5弹性模量/GPa95—115110—145160—180206屈服强度/MPa380—1150700—990350—600800—1200断裂强度/MPa480—1200800—1140440—7001250—1450室温塑性/%10—252—101—43—25高温塑性/%12—5010—20/66010—600/87020—80/870室温断裂韧性/Mpa.m1/212—8013—3012—3530—100蠕变极限/℃600750750(DP)—950(FL)800—1090抗氧化极限/℃600650800(DP)—950(FL)870—1090Ti合金、TiAl合金及高温合金的性能对比合金成分（原子）制备工艺研究者第一代Ti-48Al-1V-0.3C实验室研究M.Blackman第二代Ti-47Al-2(Cr,Mn）-2NbTi-（45-47）Al-2Nb-2Mn-0.8%TiB2Ti-47Al-3.5(Nb,Cr,Mn)-0.8(Si,B)Ti-47Al-2W-0.5SiTi-46.2Al-2Cr-3Nb-0.2W(K5)铸造合金铸造XD铸造合金铸造合金锻造合金GE公司Howmet公司GKSS公司ABB公司Y.W.Kim第三代Ti-47Al-5(Cr,Nb,Ta)Ti-(45-47)Al-(1-2)Cr-(1-5)Nb-(0-2)(W,Ta,Hf,Mo,Zr)-(0-0.2)B-(0.03-0.3)C-(0.03-0.2)Si-(0.1-0.25)O铸造合金锻造合金GE公司Y.W.KimTiAl合金的发展过程已进入应用状态的铸造γ-TiAl合金的成分和性能合金%（原子）760℃140MPa下变形0.5%的时间/hTi-47Al-2Cr-2Nb（GE公司）100Ti-47Al-2W-0.5Si（ABB公司）650Ti-47Al-2Nb-1Mn-0.5Mo-0.5W-0.2SI(USNavy、GE公司）305Ti-47Al-2Nb-2Mn-0.8%（体积）B（Howmet公司）63.5Ti-45Al-2Nb-2Mn-0.8%（体积）B（Howmet公司）16.5Ti-48Al-2Cr-2Nb(GE公司）Ti-47Al-3.7(Nb,Cr,Mn,Si)-0.5B(R-R&GKSS)目前已应用的TiAl构件（Howmet）Ti-47Al-2Cr-2Nb(GE

公司)目前已应用的TiAl构件GE公司在GE90发动机中用钛铝合金叶片代替镍基合金，减轻发动机重约200千克目前已应用的TiAl构件TiAl合金的优点低密度高弹性模量高比强度高阻燃性抗蠕变、抗氧化TiAl合金的不足低抗损伤能力低室温塑性低断裂韧性高裂纹扩展速率优化成分调整工艺控制组织提高性能二、TiAl合金的成分Al含量对初生相的影响近平衡凝固Al：45%-49%初生相为βAl：49%-55%初生相为αAl：＞55%初生相为γ初生相还受凝固条件，和合金元素等的影响TiAl合金三种凝固组织β相凝固组织α相凝固组织γ相凝固组织Al含量对力学性能的影响Al含量对力学性能的影响TiAl合金中主要合金化元素Nb、Cr、Mn、V、W、Mo、Ta、Si、Fe、B、C、Er、O、N、iP等合金元素对TiAl合金的基本行为的影响的研究不多。对合金化元素也没有明确的分类合金元素对TiAl基金属间化合物性能的影响机制目前尚无明确认识，仍需深入的理论和实验研究TiAl合金中合金化元素的作用根据Ti-Al-X三元相图中γ-TiAl单相区γ/α相线的走向，原子站位可分为三类合金元素第一类取代Ti原子：如Nb、Ta、W、Mo等第二类取代Al原子：如Mn、Si等第三类Ti和Al都可取代的：如Cr、V等通过对Ti48Al的γ-TiAl点阵常数的研究发现：1、V和Nb对c/a轴比影响较小，Cr和W降低而Mn提高c/a；2、所有合金化元素都降低单胞体积，并发现改善塑性的程度与单胞体积下降的程度相一致，而与c/a变化不一致TiAl合金中合金化元素的作用按合金化元素对TiAl基合金性能的作用可归纳为三类：第一类能够提高TiAl基合金的塑性，但对其抗氧化性能有害，如V、Mn、Cr等第二类对塑性没有明显的影响，但可以提高其抗氧化能力，如W、Nb、Ta、Mo、Sb等第三类作用比较复杂，如C、Si、B、N、P、Se、Te、Ni、Fe等。C、N有利于提高TiAl基合金的抗蠕变强度，Si、B、Ni、Fe可以降低合金的粘度，Si还可以提高其抗氧化能力和塑性，少量的P、Se、Te可以显著提高其抗氧化能力，少量的Si、B还可以细化其显微组织。传统的γ-TiAl合金或“第二代”合金的化学成分可概括为：Ti-(45～48)Al-(1～3)X-(2～5)Y-(＜1)Zat.%其中：X＝V、Mn、Cr等；Y＝W、Nb、Ta等、Mo；Z＝C、Si、B等。TiAl合金中合金化元素的作用按照元素对凝固过程的影响可以将它们分为三类第一类α相稳定元素，如：C、Si、O、Zr、Sn等第二类β相稳定元素，如：W、Nb、V、Mo、Ta、Cr、Re等第三类对凝固路径不产生影响的元素，如：B等。合金化元素对Ti-Al相图的影响TiAl合金中合金化元素的作用Al当量：为了衡量各合金化元素对凝固过程影响程度的大小。β相稳定元素其值为正；α相稳定元素则为负不同合金元素的Al当量α相稳定元素β相稳定元素合金元素CSiCrVNbTaMoReWAl当量-4.2-2.8+0.1+0.3+0.3+0.3+0.6+0.8+1.0合金化改善TiAl合金室温脆性的基本机制1.细化晶粒，以提高合金的延展性2.调控合金显微组织，获得具有较大体积百分量的细小的全片层组织，以均衡提高TiAl合金室温拉伸性能和断裂韧性3.净化合金，降低氧、氮等间隙式杂质元素的含量。合金化提高TiAl合金强度的基本机制1.金属元素以固溶形式加入到γ-TiAl合金中，以此来影响γ相特征，例如其面缺陷能和扩散系数2.非金属元素合金化的目的在于形成第三相（或更多相），以便在铸造过程中获得沉淀强化或者细晶强化效果。

3.通过调节TiAl合金中的α2和γ相体积分数，改善γ-TiAl合金的力学性能和变形行为。Nb元素的添加对TiAl合金的影响普通TiAl合金Nb含量（1～5%）改善合金的抗氧化性，提高合金的高温强度及抗蠕变性高Nb-TiAl合金Nb含量（5～10%）大幅度提高高温强度和抗氧化性使用温度比普通TiAl合金高60-100℃强度高300-500MPa高温抗氧化性达到镍基高温合金水平Nb元素的添加对TiAl合金的影响提高固相线约100℃扩大β相区至高铝区，β/β+α相界降低50～80℃α/β+α相界降低50～80℃，Tα降低约30℃，α相区缩小，但移向高铝区γ相区向低铝方向移动，Ti-45Al-10Nb合金1050℃γ相含铝45.5%α→α2＋γ共析温度升高，8Nb约为1170℃高Nb钛铝合金与其他钛铝合金的性能比较成分aTi-47Al-1Cr-0.9V-2.6Nb-BFLbTi-48Al-2Cr-2Nb-TMPLcTi-48Al-2Cr-2Nb-FLdTi-46.5Al-2Cr-3Nb-0.2W-TMPLeTi-46.5Al-2Cr-3Nb-0.2W-RFLfTi-46Al-8.5Nb-0.2W-FLgTi-45Al-10Nb-FLNb元素的强化机制Nb占据Ti的亚晶格。位错与Nb原子间的短程交互作用导致固溶强化Nb显著细化合金的组织，减少片间距，提高σ2相层错密度Nb原子在γ相中取代了Al原子的占位,而引起的错配,提高了位错运动阻力强化了γ相Nb元素对TiAl其他性能的影响Nb在γ相中的溶解度可达9at.%左右，Nb含量在8at%时也不会改变合金的相组成。高Nb可减少扩散过程，降低攀移位错速率，有利于蠕变稳定和热稳定适量Nb可促进TiAl合金底层形成富Al曾，阻碍氧的侵入，提高抗氧化能力，高Nb合金能降低层错能，有利于机械孪晶，获得相对高的断裂应变稀土元素对TiAl合金的作用添加稀土元素的意义稀土元素的活性比较高，稀土元素对合金的组织和性能的影响有着较复杂的作用。因此很有必要对稀土元素进行探索和研究。适量的稀土元素能极大改善合金的力学性能，否则稀土元素的添加后带来相反的效果，恶化合金的力学性能。稀土元素的选用得当能以较少的投入带来较大的产出，具有客观的经济价值。稀土元素能够改善合金的物理和机械性能的原因一般是因为稀土元素的净化作用，孕育和变质的作用，强化作用和提高流动性、减少偏析、气孔、缩孔等改善工艺性能的作用稀土元素对TiAl合金的作用稀土YY能显著细化晶粒，而且能有效改善TiAl基合金的抗氧化性。稀土ErEr固溶在基体中，由于有强烈的内氧化作用，且Er的添加有利于合金变形机制的诱发。Er从变形行为及晶格参数两方面影响TiAl基金属间化合物稀土GdTiAl基合金中添加Gd后由于内部氧化形成了Gd2O3，减少了γ相中O的含量Gd2O3在高温下非常稳定。添加0.2%的Gd后Ti-47.5Al-0.2Gd合金室温和900℃的拉伸强度得到提高稀土元素Gd能使合金的铸态组织晶粒更细小，适当的Gd含量能明显细化晶粒尺寸，提高合金的变形率。稀土Y元素对TiAl合金的作用Y对Ti-47Al-2Nb合金枝晶间距的影响Y对Ti-47Al-2Nb合金压缩性能的影响稀土Y元素对TiAl抗氧化性的研究Y含量在0.3%会有最强的抗氧化性稀土元素对TiAl合金的作用Ti-47Al-2Nb-xY合金的SEM照片(a)无Y(b)0.1Y(c)0.3Y(d)0.5Y(e)0.8Y(f)1.6Y稀土元素Er和Gd对TiAl组织的影响Ti-47Al-2Nb-xEr和Ti-47Al-2Nb-xGd

合金的SEM照片(a)无Er(b)0.2Er(c)0.4Er(d)无Gd(e)0.1Gd(f)0.3

Gd合金元素作用Cr1%—3%的添加量将提高双态合金的塑性；＞2%可改善热加工能力及超塑性；＞8%极大的改善抗氧化能力Mn1%—3%可提高双态合金的塑性V1%—3%可提高双态合金的塑性：降低抗氧化性W明显改善合金的抗氧化性及抗蠕变性Mo可提高细晶合金的塑性和强度，改善合金抗氧化性Ta改善合金的抗氧化及抗蠕变性能，但增加合金的热裂敏感性Si0.5%—1%改善抗蠕变能力及抗氧化；可提高浇注流动性并降低热裂敏感性Fe提高浇注流动性及热裂敏感性B＞0.5%可细化晶粒，提高强度及热加工性；B合金化极大改善铸造性能C明显改善抗蠕变性能，但对塑性不利Ni增加流动性P降低氧化速率其他合金化元素对TiAl合金的作用三、TiAl基合金的组织与性能Ti-Al二元相图

a)Murray(1987)

b)Kattncretal.(1992)

c)Kainumaetal(1994)

d)I.Ohnumaetal(2000)TiAl基合金中的基本相γ相lL10结构α2相DO19结构B2相B2结构单相TiAl合金与双相TiAl合金单相TiAl合金单一γ-TiAl构成A1含量一般大于50at.%有序结构保持至熔点温度1460℃双相TiAl合金γ-TiAl+

α2-Ti3A1构成Al含量一般在44～49at.%之间尽管单相合金比双相合金具有更好的环境抗力，但其室温脆性很差，不具实用价值。而经过组织调整及合金化的双相合金比单相合金具有更好的室温塑性和断裂韧性，因而现广泛开展应用研究的是双相TiAl合金双相TiAl的显微组织组织类型特征说明等轴近γ组织(NG)等轴γ晶粒+细小α2相非均匀分布等轴晶粒双态组织(DP)γ/α2片层团+等轴γ晶粒晶粒尺寸一般较小（10～40μm）近片层组织(NL)γ/α2片层团+少量分布片层团间的等轴γ晶粒片成团较大（200～500μm）；γ晶粒一般小于20μm全片层组织(FL)γ/α2片层团铸态晶粒尺寸多在600～1000μm；变形组织一般在50～300μm双相γ-TiAl的显微组织（a）等轴近γ组织(NG)（b）近片层组织(NL)（c）

双态组织(DP)（d）全片层组织(FL)成分%（原子）组织状态拉伸性能σ0.2/MPaσb/MPaδ/%Ti-46.5Al-2.5V-1.0CrFL3994281.624.6NL4204601.423.0DP4505354.811.0NG3694271.510.8Ti-48Al-2Cr-2NbFL4540.520—30DP4803111—15Ti-46Al-2Cr-3Nb-0.2WFL4734731.220—22DP4624622.811典型TiAl合金组织与性能之间的相互关系典型TiAl合金组织与性能之间的相互关系Ti-46.3Al-2.5V-1.0Cr变形合金的组织与性能关系组织状态体积分数/%晶粒尺寸/μmσs/MPaσb/MPaδ/%nLγLγ铸造态80204014932.20.085NL7723203514204601.40.048FL10002604074361.90.031DP534753404505354.80.054典型γ-TiAl合金组织与性能之间的相互关系双态组织(DP)塑性高，断裂韧性低细小的晶粒可缩短滑移带长度，减少滑移面位错运动长度和位错堆积，降低滑移面交接处和晶界的应力集中，不利于裂纹形核，有利于提高塑性。全片层组织(FL)强度、塑性低，断裂韧性高片层界面对裂纹扩展有阻力，片层组织的断裂韧性抗力高于γ相，增加片层含量有助于提高组织的塑性和强度。但晶粒尺寸太大，导致底塑性。等轴近γ组织(NG)塑性低，断裂韧性低晶粒粗大，无片层组织屈服强度和晶粒尺寸之间满足Hall-Petch公式屈服强度和片层间距之间满足Hall-Petch公式典型TiAl合金组织与抗蠕变性能之间的相互关系1.双相TiAl基合金的抗蠕变性能强烈的依赖于其显微组织2.完全转变的α2/γ片层组织抗蠕变性能最好3.双态组织的抗蠕变性最差具有以下组织特征的TiAl合金的综合性能较好组织类型：全片层（FL)α2/γ的平均体积百分比：0.05—0.25晶粒尺寸（GS)：50—350μm半条间距（λ）：0.05—1μm具有锯齿状晶界四、TiAl基合金的成形方法及特点合金铸锭热等静压均匀化合金铸锭单质粉末合金铸造热加工锻造/挤压热等静压/热压固化坯料近成形轧制（包复、等温）成形带材铸造近成形热等静压热处理、机加工、焊接、涂层变形变形粉末冶金铸造各种熔炼TiAl合金方法的比较熔炼方法成分调节（难易程度）纯度（氧含量）成分均匀性每炉熔炼量自耗电弧炉（CAR）难—一般500kg非自耗电弧炉（NAR）容易—一般较小电子束炉（EBM）难大于100wt.ppm一般300kg等离子电弧炉（PAM)难大于300wt.ppm一般5～8kg感应凝壳熔炼（ISM）容易小于500wt.ppm好100kg铸锭冶金技术TiAl合金铸锭开坯一般采用等温锻造、包套叠轧和包套挤压3种途径。采有包套锻造技术可得到均匀、细小显微组织及良好表观质量的锻坯。包套材料的种类、几何形状和加工工艺的选择均影响挤压后的显微组织。可控保压挤压和等异型槽角挤压工艺已经成功地应用于TiAl合金开坯。可控保压挤压解决了硬质材料和包套材料在挤压时的不匹配问题。铸锭冶金技术的优点是TiAl合金具有超塑性,但不遵循超塑性理论,由位错运动协调的晶界滑移是基本的变形模式。使用铸锭冶金技术对于加工形状复杂的零件极为有利。该技术的缺点主要是TiAl合金铸锭成分偏析和组织不均匀。TiAl合金熔炼TiAl合金铸锭热等静压碾磨等温锻造平整TiAl合金成型产品铸锭冶金法工艺流程喷射成型技术TiAl合金熔化金属液滴惰性气体雾化细小液滴沉积具有不同形状的TiAl合金主要通过喷射成型向γ-TiAl中添加塑性增强相TiC、NbC、TiN、TiB2、Ti2AlN、Ti5Si3、Al2Ti4C2

、TiNb、Al2O3、SiC等,制备出γ-TiAl基复合材料,使γ-TiAl基合金的塑性韧性增强。如添加10%(体积分数)TiNb增强颗粒,可使γ-TiAl基合金的室温韧性达到约16MPa,几乎是相同温度下片状γ-TiAl基合金的2倍;在800℃高温下其韧性高达约40MPa,远远高于片状γ-TiAl基合金的12MPa。喷射成型工艺流程激光气体合金化技术氮气TiAl合金激光表面熔化化学/冶金反应钛铝合金改性层快速凝固在高纯氮气气氛条件下对钛铝合金进行激光表面熔化,借助于氮气与熔池中高温钛铝合金液之间的化学反应及随后的快速凝固,制得以高硬度、高耐磨TiN为增强相的新型陶瓷/金属耐磨复合材料表面改性层。该技术由于设备要求较高,生产成本昂贵,大规模工业生产困难,基本上用于航空航天或军工等领域,很难转为民用,故限制了该技术的应用和推广。激光气体合金化技术工艺流程粉末注射成型烧结技术粉末注射成型工艺作为一种新型粉末冶金近净成型技术,在制备几何形状复杂产品方面具有明显的优势,特别是对于降低机械加工硬质合金加工成本、减少贵重金属加工损失具有重要意义。该方法适合较小尺寸制品的成型,如果制品厚度大于5mm,则脱脂需要更长的时间。石蜡基粘结剂TiAl合金粉末注射混料烧结脱脂TiAl合金烧结体粉末注射成型烧结工艺流程快速冷凝技术Lipsitt等采用自耗炉熔制的钛铝母合金为原料,通过旋转电极雾化成粉,然后用Ti6Al4V合金包套热挤成材。快速冷凝技术被认为是最有希望解决钛铝合金实际应用问题的新技术之一。近年来,快速冷凝技术在钛铝合金研究中的应用有了很大发展,特别是快速凝固对钛铝合金的晶格常数有序度、相区变化、晶粒影响的研究已有很多报道。采用快速冷凝方法制备的钛铝合金,其延伸率已经达到3.5%。快速冷凝技术的优点是:快凝技术与粉末冶金成型技术相结合,得到微细的合金组织，可以较大范围地调整合金成分和组织结构,还可以实现近终形成型,从而可从根本上解决钛铝合金难加工成型的问题。保护气体TiAl合金熔体雾化合金微细液滴细微合金粉末冷却快速冷凝技术工艺流程热机械处理技术TiAl合金中细小晶粒一般是通过热压缩塑性变形及随后的再结晶退火工艺获得的，这一过程通常称为热机械处理。大量研究表明，通过热机械处理可有效控制TiAl合金的显微组织,实现其晶粒均匀、细小。复合机械热处理新工艺不但可处理常规热变形工艺中存在的、不能由热处理消除的粗大层片状晶团，而且能在整个试样上得到细小、均匀的显微组织,其中双态组织的晶粒尺寸小于10m、全片层尺寸约为14m。快速锻造变形及热处理工艺可使TiAl合金绝大多数粗大晶粒细化，但仍残