具有層片組織形態(tài)的TiAl基合金高溫變形行為研究.pdf

1、TiAl基合金具有優(yōu)良的高溫強度、抗蠕變、抗氧化和阻燃性能，而且密度低、彈性模量高。這些優(yōu)異的特性使其在航空航天領(lǐng)域中展現(xiàn)出令人矚目的發(fā)展前景。但是由于鑄造組織固有的疏松、縮孔、顯微偏析等缺陷，使其在高風險部件上的應(yīng)用受到嚴格的限制。研究表明，熱塑性加工能夠大幅度提高 TiAl基合金的綜合力學性能，拓寬該材料的使用范疇。但是，TiAl基合金的熱塑性加工性能極差，有必要針對 TiAl基合金的熱塑性變形行為展開系統(tǒng)的研究，以尋求合理的解決方

2、法。
　　本文采用等溫鍛造熱物理模擬的手段研究了四種不同層片形態(tài)組織TiAl基合金的熱塑性變形行為。采用SEM表征研究了材料高溫熱塑性變形過程中的組織演變；利用TEM分析研究了材料的熱塑性變形機理和流變軟化機理；通過表面觀察，結(jié)合SEM和TEM分析的結(jié)果，研究了材料的表觀塑性；根據(jù)動態(tài)材料模型，繪制了材料的熱加工圖，研究了材料功率耗散率變化的內(nèi)在機理。借助以上的研究，以期通過組織控制和選擇合理熱加工參數(shù)等手段獲得具有良好熱加工性能

3、和力學性能的TiAl基合金。
　　粗晶層片組織的Ti-43Al-5Nb-0.03Y合金的熱加工性能較差。在低于1150℃的變形條件下，隨著應(yīng)變速率的降低和變形溫度的升高，層片晶團邊界及晶內(nèi)層片彎折帶中動態(tài)再結(jié)晶的γ晶粒呈球化長大的趨勢，其體積分數(shù)逐漸加大。當溫度達到1200℃以上，材料中發(fā)生了完全動態(tài)再結(jié)晶。層片晶團間動態(tài)再結(jié)晶γ晶粒中的位錯滑移與孿生是此材料塑性變形的主要機制；殘余層片內(nèi)部γ相中的位錯滑移和孿生以及層片的彎折是塑

4、性變形的輔助機制；γ相的動態(tài)再結(jié)晶是材料產(chǎn)生流變軟化的主要因素；殘余層片中γ相的動態(tài)回復是流變軟化的輔助機制。該合金流動應(yīng)力的溫度與應(yīng)變速率依賴性可用指數(shù)型Arrehenius方程表示，其變形激活能在2α+γ兩相區(qū)(1050～1150)℃內(nèi)為457.1 kJ mol-1。根據(jù)熱加工圖及表觀塑性圖判定其熱加工的安全區(qū)域為功率耗散效率η值大于65％的區(qū)域。
　　細晶層片組織的Ti-43Al-5Nb-0.03Y合金熱加工性能優(yōu)于粗晶層片

5、組織。隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低，層片晶團邊界動態(tài)再結(jié)晶γ晶粒的體積分數(shù)迅速增加。在1150℃以上變形時，樣品內(nèi)發(fā)生了完全動態(tài)再結(jié)晶。材料的塑性變形以層片晶團間再結(jié)晶γ晶粒中的位錯滑移及孿生變形為主，以殘余層片中γ相的孿生變形為輔；其流變軟化主要依賴層片晶團間γ晶粒的動態(tài)再結(jié)晶，而層片晶團間γ晶粒中的動態(tài)回復則是輔助機制。該合金流動應(yīng)力的溫度與應(yīng)變速率依賴性可用指數(shù)型Arrehenius方程表示，其變形激活能在2α+γ兩相區(qū)(1

6、000～1150)℃為593.7 kJ mol-1。根據(jù)熱加工圖及表觀塑性圖判定其熱加工的安全區(qū)域為功率耗散效率η值大于46%的區(qū)域。
　　穩(wěn)定β相細晶層片Ti-42Al-9V-0.3Y合金具有最為優(yōu)異的熱加工性能。隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低，其層片組織的碎化程度逐漸加劇，β相的體積分數(shù)逐漸增大。當變形溫度達到1100℃以上時，其殘余層片基本消失。材料的塑性變形在初始變形階段以β/γ層片中的位錯滑移以及帶狀β相中的位錯滑移

7、為主；在材料中產(chǎn)生大量γ相的動態(tài)再結(jié)晶晶粒之后，塑性變形的主要機制逐漸變?yōu)棣镁ЯＶ械奈诲e滑移以及β相基體中的位錯滑移；其流變軟化主要受β相的動態(tài)回復和γ相的動態(tài)再結(jié)晶所控制。該合金流動應(yīng)力的溫度與應(yīng)變速率依賴性可用指數(shù)型Arrehenius方程表示，其變形激活能為531.7kJ mol-1。根據(jù)熱加工圖及表觀塑性圖判定其熱加工的安全區(qū)域為功率耗散效率η值大于45%的區(qū)域。
　　不穩(wěn)定β相細晶層片 Ti-45Al-5Nb-0.8Mo

8、-0.3Y合金具有稍低于Ti-42Al-9V-0.3Y合金的熱加工性能。隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低，其殘余層片組織體積分數(shù)逐漸降低，其β相的體積分數(shù)也逐漸下降，并且其形態(tài)逐漸等軸化。當變形溫度達到1100℃以上時，其殘余層片基本消失。材料的塑性變形機制以層片晶團邊界和層片內(nèi)部動態(tài)再結(jié)晶γ晶粒中的位錯滑移和β相的位錯滑移為主；其流變軟化主要受γ相的動態(tài)再結(jié)晶和β相的動態(tài)回復所控制。該合金流動應(yīng)力的溫度與應(yīng)變速率依賴性可用指數(shù)型Ar

9、rehenius方程表示，其變形激活能為395.5kJ mol-1。根據(jù)熱加工圖及表觀塑性圖判定其熱加工的安全區(qū)域為功率耗散效率η值大于43%的區(qū)域。
　　在TiAl基合金中引入一定量的β相，可以有效的促進熱壓縮過程中層片組織的分解，從而降低材料組織完全球化的溫度；β相中的位錯滑移可以彌補單一γ相變形的不協(xié)調(diào)性；依賴于β相中的動態(tài)回復與γ相的動態(tài)再結(jié)晶的雙重軟化機制降低了材料的變形抗力。因此，使用在TiAl基合金中引入少量的β相的