Ti-44Al-6V-3Nb-Y合金鍛坯和板材組織性能研究.pdf

1、優(yōu)異的高溫性能、較低的密度使TiAl合金在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。本文通過對(duì)包套鍛造及包套軋制工藝獲得的Ti-44Al-6V-3Nb-Y(at.％)合金鍛坯和板材的顯微組織及力學(xué)性能進(jìn)行研究，了解加工工藝與變形組織及相應(yīng)力學(xué)性能的關(guān)系，從而為完善 TiAl合金板材的制備工藝提供理論和技術(shù)支持。
　　通過X射線衍射分析、顯微組織觀察發(fā)現(xiàn)，包套鍛造后的鍛坯表現(xiàn)出不均勻的變形組織，這主要是由鍛造過程中產(chǎn)生的溫度梯度、合金錠與外層

2、包套間的摩擦以及層片晶團(tuán)的各向異性行為引起的不均勻塑性流動(dòng)共同造成的。通過TEM觀察發(fā)現(xiàn)鍛造組織中存在γ相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，彎曲的殘余層片內(nèi)部存在高密度的位錯(cuò)和亞結(jié)構(gòu)；電子背散射衍射（EBSD）分析發(fā)現(xiàn)，在鍛坯中心大變形區(qū)內(nèi)，分布著由γ相(83vol.%)及少量B2相(16.1vol.%)構(gòu)成的細(xì)小動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織，晶粒尺寸分布在1～8.5μm之間；變形組織以大角度晶界為主(78.8%)，變形織構(gòu)不明顯。鍛造后合金抗彎強(qiáng)度由1058.3M

3、Pa上升至1635.2MPa，斷裂韌性達(dá)到22.4MPa·m1/2。
　　對(duì)鍛態(tài)合金分別進(jìn)行了950℃退火和α相區(qū)全層片熱處理。950℃/6h退火熱處理后，位錯(cuò)密度和變形亞結(jié)構(gòu)減少；1325℃/1h/FC+900℃/6h/FC熱處理后得到了全層片組織。力學(xué)性能研究發(fā)現(xiàn)，熱處理后合金表現(xiàn)出優(yōu)異的室溫和高溫力學(xué)性能。全層片組織的室溫和700℃拉伸屈服強(qiáng)度分別為633MPa和690MPa，延伸率分別為2.37%和15.06%。鍛態(tài)和全層

4、片合金都表現(xiàn)出屈服強(qiáng)度-溫度反常關(guān)系（YSA），這主要是高溫拉伸過程中位錯(cuò)交滑移形成的位錯(cuò)鎖引起的。
　　Ti-44Al-6V-3Nb-Y合金板材組織中的γ相含量比鍛態(tài)組織多出了5.5%，而B2相含量則少了5.3%。板材組織主要是由細(xì)小均勻的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒構(gòu)成，熱軋過程中，先前鍛造產(chǎn)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒明顯地長(zhǎng)大，殘余層片發(fā)生由α分解引起的粗化。但受板材軋制工藝的影響，在板材尾部存在細(xì)小的殘余殘片晶粒；板材表面產(chǎn)生明顯的富 B2相邊

5、界擴(kuò)散層，主要是由于在熱軋過程中鈦鋁合金和包套間發(fā)生了元素?cái)U(kuò)散?？棙?gòu)分析表明，在板材組織中存在著較弱的{100}<010>再結(jié)晶立方織構(gòu)。軋態(tài)合金的室溫拉伸強(qiáng)度低于鍛態(tài)合金，屈服強(qiáng)度和斷裂強(qiáng)度分別為520MPa和598MPa。軋制后強(qiáng)度的惡化歸因于軋制過程中晶粒的長(zhǎng)大，殘余層片間距的粗化以及位錯(cuò)和亞結(jié)構(gòu)的消除。對(duì)該合金的軋態(tài)組織進(jìn)行了熱處理，通過調(diào)整溫度及保溫時(shí)間得到了不同形貌的熱處理組織（雙態(tài)、近層片、全層片）。通過室溫壓縮及硬度測(cè)試