TiAl合金的熱加工、組織和性能

陳玉勇,楊 非,孔凡濤,肖樹龍

(哈爾濱工業(yè)大學材料科學與工程學院,黑龍江 哈爾濱 150001)

TiAl合金的熱加工、組織和性能

陳玉勇,楊 非,孔凡濤,肖樹龍

(哈爾濱工業(yè)大學材料科學與工程學院,黑龍江 哈爾濱 150001)

采用水冷銅坩堝感應熔煉技術制備了高質量的Ti-43Al-9V-0.3Y合金鑄錠,該合金鑄態(tài)組織為近層片組織結構,層片團簇的體積分數(shù)為85%左右,大小約為80μm,塊狀β和γ相位于層片團簇邊界。層片結構中除了γ和α2相外,還存在少量的β相析出物。Ti-43Al-9V-0.3Y合金具有良好的熱加工性能,通過包套鍛造和包套軋制技術,成功制備了大尺寸TiAl合金鍛餅和國內最大尺寸TiAl合金板材,其尺寸分別為φ260 mm×24 mm和500 mm×300 mm。經(jīng)熱變形后,Ti-43Al-9V-0.3Y合金的顯微組織明顯細化,力學性能得到了顯著提高。

TiAl合金;加工;組織;性能

前 言

γ-TiAl合金被認為是一種在航空航天發(fā)動機、能源以及汽車工業(yè)等領域內具有廣闊應用前景的輕質耐高溫結構材料[1-3]。然而,T iAl合金室溫塑性低以及高溫變形能力和抗氧化性能不足成為其工程化應用的最大障礙。各國研究者一直致力于通過合金化、熱處理和熱機械處理等技術來克服TiAl合金的上述缺點[4-7]。近年來,TiAl合金的熱變形加工技術(如鍛造、擠壓和軋制等)引起了研究者們的關注,但由于TiAl合金流變抗力大,熱加工性能相對較差,所以降低該合金的高溫流變抗力、提高合金熱變形能力對于實現(xiàn)T iAl合金的可加工性是很必要的。目前一種非常有效的方法就是在T iAl合金中同時引進高溫β相和降低晶粒尺寸。研究者們發(fā)現(xiàn),合金元素Nb,Cr和V是β相穩(wěn)定元素,在T iAl合金中添加這些元素有利于提高合金的變形能力[8-10],而稀土元素Y不僅可以細化TiAl合金的晶粒尺寸,同時還能凈化TiAl合金熔體[10-11]?；诖?本研究選擇Ti-43Al-9V-0.3Y合金作為研究對象,主要研究了該合金的熱加工(鑄造、鍛造和軋制)性能、顯微組織以及其力學性能等。

合金鑄錠

目前,T iAl合金鑄錠的制備主要有真空電弧熔煉、等離子束熔煉和感應凝殼熔煉3種方法。與其他方法相比,感應凝殼熔煉通過電磁場攪拌合金熔體,使熔體成分更加均勻。我們采用水冷銅坩堝感應熔煉,以海綿Ti,高純Al,以及其他中間合金為起始原料,成功制備了不同規(guī)格和成分的TiAl合金鑄錠(圖1所示),其尺寸可以達到φ140 mm×(150～260)mm。本研究采用的合金名義成分為Ti-43Al-9V-0.3Y(原子百分數(shù),下同)。TiAl合金鑄錠先經(jīng)均勻化退火(900℃,48 h),然后進行熱等靜壓處理(1 250℃,175 MPa,4 h),以消除鑄錠中的縮孔和疏松等缺陷。經(jīng)測量,鑄錠中的氧含量約為0.05%。

圖1 感應凝殼熔煉制備的TiAl合金鑄錠Fig.1 Ingots of Ti-43Al-9V-0.3Y alloy made by induction skullmelting

如圖2所示,Ti-43Al-9V-0.3Y合金的顯微組織主要由層片結構組成,層片結構的體積分數(shù)約為85%,層片團簇的大小約為80μm。合金的鑄態(tài)組織中沒有枝晶的存在,鑄錠中心和邊緣的層片團簇大小相同。在層片團簇的邊界處存在β和γ相(圖2b),更多細節(jié)如圖2c所示。圖2c中各點EDS分析結果列入表1。亮白色顆粒富含Y和Al元素,其中Al/Y約為2∶1,而Ti和V元素在該顆粒中含量較少,根據(jù)文獻[10-11]的研究,認為亮白色顆粒為YAl2相?；疑摩孪喔髟氐暮繛?6Ti,32.79Al,21.21V(原子百分數(shù),下同),沒有發(fā)現(xiàn)Y元素。層片結構和黑色γ相各元素的含量分別為46.41Ti,43.52Al,10.07V和47.95Ti,46.36Al,5.69V,同樣,在層片結構和γ相中也未發(fā)現(xiàn)Y元素的存在。XRD分析也證實了Ti-43Al-9V-0.3Y合金中含有γ,α2和β三相,如圖3所示。由于YAl2相在Ti-43Al-9V-0.3Y合金中含量很少,所以在XRD譜圖中沒有發(fā)現(xiàn)YAl2相的存在。值得注意的是,各相中V含量存在很大的不同,其中β相中的V含量最大,達到21.21%,這符合V元素是β相的穩(wěn)定元素的觀點[12]。

表1 鑄態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金相應于圖2c中各點化學成分EDS分析結果(x/%)Table 1 Chem ica l composition analyzed by EDS co rre sponding to diffe rent positions in figure 2c fo r as-ca st Ti-43Al-9V-0.3Y a lloy(x/%)

圖2 Ti-43Al-9V-0.3Y合金鑄態(tài)顯微組織Fig.2 Microstructures of as-cast Ti-43Al-9V-0.3Y alloy:(a)optical image,(b)BSE mode,and(c)BSE mode in a larger visual field

Ti-43Al-9V-0.3Y合金的層片結構如圖4[13]所示,可以看出,在層片組織中除了α2和γ相外還有沉淀物析出,根據(jù)圖4b的電子衍射分析得出,析出相具有bcc結構,晶格常數(shù)0.316 nm,為β相。EDS分析顯示β相沉淀物的成分為49.7Ti,28.5Al,21.8V,V的濃度與表1中EDS分析結果一致。鑄態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金具有近層片組織結構,其晶粒尺寸細小,γ和β相位于層片團簇邊界。該顯微組織結構反應如下的凝固和轉變路徑:L→L+β→β→α+β→α+β+γ→Lamellar+β+γ。合金通過β相區(qū)進行凝固,顯示了等軸晶特征。在整個凝固過程中β→α轉變是不完全的,由于添加大量的β相穩(wěn)定元素V,使得在冷卻速度偏離平衡冷卻速度的冷卻過程中部分β相保留下來,形成了低溫B2相(圖4a)。片層結構是由高溫α相在冷卻過程發(fā)生轉變形成的。同時β+γ結構是由γ相從高溫β或α相析出形成的[11]。結果合金形成了由β+γ包圍的近層片組織結構。

圖3 鑄態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金的XRD譜圖Fig.3 XRD pattern of as-cast Ti-43Al-9V-0.3Y alloy

圖4 鑄態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金層片結構的TEM照片(a)和析出相的電子衍射花樣與指標花(b)Fig.4 TEMmicrograph(a)of lamellar structure and electron diffraction pattern(b)ofβprecipitate in lamellas for as-cast Ti-43Al-9V-0.3Y alloy

鑄態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金具有較細小的晶粒尺寸,為80μm左右。與添加其他晶粒細化劑(如元素B)的T iAl合金相比,該合金的晶粒尺寸更加細小。有3個原因可以解釋上述現(xiàn)象。首先,在β→α轉變過程中,理論上α相有12個不同的生長方向,這就促進了α的形核過程[14]。其次,由于添加了大量的β相穩(wěn)定元素V,從而在凝固過程中形成了大量的β相,在冷卻過程中限制了α相晶粒的長大。第3,添加稀土元素Y,細化了T iAl合金的晶粒尺寸,這在作者先前的研究中得到了證實[10-11,15]。另外,因稀土元素Y與O具有較高的親和力,所以Y可以凈化TiAl合金[16]。然而在本研究中沒有發(fā)現(xiàn)Y2O3的存在,這是因為在IS M熔煉過程中,真空度較高,形成的Y2O3數(shù)量較少,在XRD譜圖和TEM觀察中很難發(fā)現(xiàn)。

合金鍛造

TiAl合金由于其本質脆性,熱加工性能相對較差,普通鍛造過程中鍛餅很容易發(fā)生開裂現(xiàn)象。為了避免類似情況的發(fā)生,我們采用了包套鍛造技術,在1 200℃、變形速率約為0.01 s-1的條件下,成功制備了高質量TiAl合金鍛餅。目前我們制備的TiAl合金鍛餅尺寸達到φ260 mm×24 mm,如圖5所示。

圖5 Ti-43Al-9V-0.3Y合金鍛餅Fig.5 Pancake of Ti-43Al-9V-0.3Y alloy

Ti-43Al-9V-0.3Y合金鍛餅表面和中心部位的顯微組織如圖6所示,可知鍛餅表面的組織結構為均勻的雙態(tài)組織(DP),其主要由彎曲和破碎的層片結構、破碎和延長的γ相、β相以及YAl2相組成,而中心部位的組織為明顯的流線結構,不能觀察到層片結構。

圖6 鍛態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金的SEM照片:(a)近表面,(b)中心部位Fig.6 SEMmicrographs of as-forged Ti-43Al-9V-0.3Y alloy:(a)near surface zone and(b)central zone

圖7[17]是Ti-43Al-9V-0.3Y合金鍛餅中心部位組織的TEM照片,從中可以看出,動態(tài)再結晶晶粒體積分數(shù)較高,動態(tài)再結晶γ晶粒尺寸很小,約為1～5μm。在一些γ晶粒中存在大量的攣晶和位錯,如圖7a所示。同樣也存在少量的剩余層片組織(圖7b)。

圖7 鍛態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金的TEM照片:(a)動態(tài)再結晶γ晶粒和位錯,(b)殘余層片組織Fig.7 TEMmicrographs of as-forged Ti-43Al-9V-0.3Y alloy:(a)dynamical recrystallizingγgrains and dislocations in γgrain and(b)remnant lamellaes

熱加工細化了Ti-43Al-9V-0.3Y合金的鑄態(tài)組織。在熱加工過程中,由于輸入大量的變形能量,促進了T iAl合金發(fā)生動態(tài)再結晶和層片組織球化,從而合金的組織形態(tài)發(fā)生了變化。因此,不同的變形量將會導致不同的組織結構(圖6所示)。Ti-43Al-9V-0.3Y合金鍛餅的表面區(qū)域組織與中心區(qū)域的組織存在較大的差別。這是因為在鍛造過程中,合金表面與模具之間存在摩擦,與中心區(qū)域相比,表面的變形量較小。因此動態(tài)再結晶和層片組織球化過程在表面區(qū)域進行的不充分,導致Ti-43Al-9V-0.3Y合金鍛餅表面區(qū)域存在一定數(shù)量的剩余層片,相反,鍛餅中心動態(tài)再結晶和層片組織球化較為完全,在SEM照片中沒有發(fā)現(xiàn)明顯的層片組織,而顯示的是大量變形后的流線結構。

γ相的變形機理已經(jīng)被廣泛研究,已經(jīng)證實在熱加工過程中,由于位錯的增殖和形變攣晶使得γ相產(chǎn)生較大的應變。然而對于TiAl合金中α2和β的變形研究較少。有研究認為[18],在熱加工過程中β相的屈服應力較低,能夠承擔一部分變形。所以,在TiAl合金中引入一定量的β相可以提高合金的高溫變形能力。同時,β相的引入細化了TiAl合金的晶粒尺寸,從而有助于促進熱加工過程中的動態(tài)再結晶行為,進而可以緩減TiAl合金的加工硬化行為,提高T iAl合金的高溫變形能力。

合金板材

作為超音速飛行器和未來渦輪發(fā)動機的結構部件以及熱防護系統(tǒng)使用的結構材料,TiAl合金板材的制備及加工技術引起了國內外研究者們的注意。各國均把TiAl合金板材的制備和應用列為本國未來結構材料的發(fā)展計劃。美國主要航空計劃將TiAl合金板材作為當前的備選材料,這些計劃包括[19]:①可重復使用的運載火箭,②NASA未來X-37航天飛機,③聯(lián)合戰(zhàn)斗機,④X-38救援車,⑤軍用航天飛機,⑥機動航天器,⑦超音速飛機;歐洲“Hermes and Sanger”計劃把TiAl合金板材列為應用于600～900℃的高溫航空結構材料,航空運輸研究計劃(FESTTP)將T iAl合金板材納入熱結構及熱保護性系統(tǒng)中的備選材料,另外歐洲還準備將TiAl合金板材應用于高速民用運輸機(目前已經(jīng)初步應用)和可以重復使用的單級入軌(SSTO)太空船(RLV);奧地利Plansee公司也計劃把該公司研制的Gamma met-1000型TiAl合金板材應用到歐洲未來的飛機A3XX以及美國NASA在研的新型可重復使用的航天飛機部件上。

然而,T iAl高溫變形能力不足、加工性能差,導致TiAl合金板材制備工藝復雜,制備板材的難度大。通常TiAl合金板材的軋制需要具備以下幾個條件[20-21]:①在高溫條件下實現(xiàn)近等溫軋制;②選擇適當?shù)能堉扑俣群偷来巫冃瘟?以免在軋制過程中板材發(fā)生開裂現(xiàn)象;③采取措施防止板材在軋制過程中發(fā)生氧化現(xiàn)象。為了滿足上述的軋制條件,各國進行了大量的研究工作,并取得了豐碩的成果。

德國GKSS研究所與奧地利Plansee AG公司聯(lián)合研究,在上世紀90年代采用鑄錠冶金的方法制備了TiAl合金板材,其名義成分為Ti-47Al-2Cr-0.2Si和Ti-48Al-2Cr(原子百分數(shù))[22],Ti-47Al-2Cr-0.2Si合金板材經(jīng)過熱處理,得到了4種不同的組織形態(tài)(Primary Annealed(PA),Near-Gamma(NG),Duplex(DU)和Fully Lamellar(FL)),其室溫延伸率可以達到0.8%～1.5%,屈服強度為380～550 MPa,Ti-48Al-2Cr合金板材的室溫延伸率可達5%。上述兩種合金板材均顯示出了較好的超塑性能,經(jīng)超塑成型兩種合金被制備成了不同的復雜部件。近年來,Plansee AG公司發(fā)明了一種先進的TiAl合金板材軋制技術[19],該技術能夠利用傳統(tǒng)的熱軋機在(α+γ)兩相區(qū)低速軋制出大尺寸的TiAl合金板材,目前采用該技術能夠成功軋制出TiAl合金板材的最大尺寸為1 800 mm×500 mm×1.0 mm,常規(guī)條件下能夠軋制出T iAl合金板材的尺寸可達800 mm×400 mm×1.0 mm。美國對TiAl合金板材的包套軋制技術也進行了大量的研究[23-26],已報道,美國能軋制的最大T iAl合金板材的尺寸為700 mm×400 mm,而板材的性能未見詳細報道。俄羅斯超塑性問題研究所也發(fā)明了一種新型的TiAl合金板材軋制技術[27],該技術實現(xiàn)了低溫軋制TiAl合金板材,在共析溫度以下軋制,成功制備了成分為Ti-45.2Al-3.5(Nb,Cr,B)(原子百分數(shù))的TiAl合金板材,其尺寸可達400 mm×200 mm,經(jīng)熱處理后(在α相區(qū)熱處理,空冷,然后在900℃下時效2 h),板材的晶粒尺寸約為50μm,層片間距為25～300 nm,室溫斷裂強度為930～973 MPa,延伸率達到1%～1.3%,800℃下該合金板材的斷裂強度仍可達800～830 MPa。

與國外相比,我國TiAl合金板材的制備技術還存在很大差距。近來,哈爾濱工業(yè)大學采用包套軋制技術成功的制備了TiAl合金板材,合金名義成分為Ti-43Al-9V-0.3Y。目前已軋制出的板材尺寸可達500 mm×300 mm(圖8),是國內尺寸最大的TiAl合金板材。經(jīng)中國航天科工集團第三研究院進行性能測試,該成分的T iAl合金板材室溫抗拉強度可達863 MPa,延伸率為2.0%。

圖8 Ti-43Al-9V-0.3Y合金板材Fig.8 The sheets of Ti-43Al-9V-0.3Y alloy

圖9所示為Ti-43Al-9V-0.3Y合金經(jīng)1 200℃軋制后板材的顯微組織。該組織仍然呈現(xiàn)流線結構特征,與鍛態(tài)組織相比,殘余和彎曲的層片結構消失,組織中只剩下進一步破碎和延長的γ、β以及YAl2相。

圖9 軋態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金的SEM照片F(xiàn)ig.9 SEMmicrographsof as-rolled Ti-43Al-9V-0.3Y alloy:(a)low magnification and(b)high magnification

合金的力學性能

Ti-43Al-9V-0.3Y合金的拉伸性能如表2所示。從表中可以看出,合金在室溫和高溫的拉伸性能依賴于加工方式。熱加工可以提高合金的拉伸性能,包括斷裂強度和延伸率。在室溫條件下,鑄態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金的斷裂強度和延伸率分別為500～530 MPa和0.5%～1%,經(jīng)鍛造變形后,合金的斷裂強度提高了約100 MPa左右,達到了600～650 MPa,延伸率提高了近2倍,達到了1%～2%左右。軋制后,Ti-43Al-9V-0.3Y合金板材的斷裂強度進一步提高到了700～900 MPa,延伸率達到2%～3%。700℃時,Ti-43Al-9V-0.3Y合金板材的斷裂強度大于580 MPa,高于鑄態(tài)條件下的450～500 MPa和鍛態(tài)條件下的500～580 MPa,而延伸率超過7%。800℃下,TiAl合金板材的塑性顯著增加,延伸率超過22%。

表2 Ti-43Al-9V-0.3Y合金室溫和高溫條件下的拉伸性能Table 2 Tensile prope rties of Ti-43Al-9V-0.3Y a lloy at room tempe rature and high tempe ratures

對比Ti-43Al-9V-0.3Y合金鑄態(tài)、鍛態(tài)以及軋態(tài)的顯微組織和所對應的拉伸性能發(fā)現(xiàn),隨著晶粒尺寸的細化,TiAl合金的強度和延伸率都得到了一定程度的提高。在本研究中,鍛態(tài)和軋態(tài)組織主要由細小的γ相組成,細小的晶粒結構導致了拉伸性能的提高。在室溫條件下,軋態(tài)Ti-43Al-9V-0.3Y合金的斷裂強度比鍛態(tài)合金的斷裂強度高50～150 MPa,這主要是由于變形程度的增加,軋態(tài)組織發(fā)生進一步細化的結果。測試溫度從室溫增加到700℃時,Ti-43Al-9V-0.3Y合金的強度降低,而延伸率增加,其主要原因是,在高溫條件下TiAl

合金的晶界滑移被激活,位錯可動性增強,同時高溫條件下不同晶粒的應變協(xié)調能力也得到了提高。當測試溫度為800℃時,TiAl合金的延伸率明顯增加,反應出該溫度條件下合金中參與變形的滑移系數(shù)量增多,且可能發(fā)生了孿生變形或超位錯被激活。

結 論

(1)采用IS M熔煉技術成功地制備出了高質量的Ti-43Al-9V-0.3Y合金鑄錠。其鑄態(tài)組織主要由γ,α2和β相組成,組織為近層片組織結構,層片體積分數(shù)約為85%,層片團簇大小為80μm左右,β+γ相位于層片團邊界。層片界面處有β相沉淀物析出,整個凝固和相轉變過程遵從如下順序:L→L+β→β→α+β→α+β+γ→Lamellar+β+γ。

(2)Ti-43Al-9V-0.3Y合金具有良好的熱變形行為,采用包套鍛造和包套軋制技術成功制備了大尺寸的TiAl合金鍛餅和TiAl合金板材,其尺寸分別為φ260 mm×24 mm和500 mm×300 mm。

(3)經(jīng)熱變形后,Ti-43Al-9V-0.3Y合金的顯微組織得到了明顯細化,力學性能有了顯著提高。室溫下,與鑄態(tài)組織相比,變形后合金的斷裂強度提高了100～200 MPa,延伸率提高到了2%～3%。700℃下,軋制變形后的合金斷裂強度大于580 MPa,塑性大于7%,當測試溫度為800℃時,TiAl合金板材的塑性顯著提高,超過了22%。

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Process ing,Microstructure and Properties of Ti-43Al-9V-0.3Y Alloy

CHEN Yuyong,YANG Fei,KONG Fantao,XIAO Shulong

(School of Materials Science and Engineering,Harbin Institute of Technology,Harbin 150001,China)

A high quality TiAl alloy ingot with a nominal composition of Ti-43Al-9V-0.3Y(at.%)was prepared using water cooled Introduction Skull Melting.The micro structure of as-cast Ti-43Al-9V-0.3Y alloy was nearly fully lamellar structure with the lamellar volume fraction of 85%and a mean lamellar size of 80μm.It was apparent that bulkβandγ phases were located at the lamellar colony boundaries and someβphase existed at lamellar structure besidesγandα2phases.The Ti-43Al-9V-0.3Y alloy exhibited excellent hot deformability,and large pancake and the largest sheetof TiAl alloy in China,with size ofφ260 mm×24 mm and 500 mm×300 mm,respectively,were successfully prepared through pack forging and rolling.After hot deformation,the micro structure of TiAl alloy was refined obviously and the mechanical properties were improved promptly.

TiAl alloy;processing;micro structure;properties

TG146.2+3

A

1674-3962(2010)03-0012-06

2009-11-30

國家自然科學基金資助項目(50274035,50674037)

陳玉勇,男,1956年生,博士,教授,博士生導師