粉末冶金等轴双相γ-TiAl基合金的超塑性能研究
发布时间：2020-04-22 04:09
【摘要】：γ-TiAl基合金具有优良的性能,在高温下表现出优异的强度、良好的抗蠕变性和抗阻燃性,已成为重点实用化研究的新型轻质高温结构材料。然而γ-TiAl基合金的本征脆性导致室温塑性差、延展性低,难以采用常规加工方法成形,因此研究超塑性成形方法对其发展具有重要意义。当前已实现超塑性能的γ-TiAl基合金多为细晶近γ组织或双态组织,原位合成等轴双相超细晶组织却鲜有报道。实现超塑性的前提是获得超细晶组织,采用粉末烧结工艺制备的合金组织均匀细小,无偏析、疏松等铸造缺陷,易于添加各种合金元素。因此,该工艺为超细晶组织的制备奠定了良好的基础。本文通过粉末冶金工艺制备Ti-45Al-5Nb(at.%)合金,采用高能球磨(40h)+真空热压烧结方法,获得等轴双相超细晶γ-TiAl基合金组织(γ-TiAl+α_2-Ti_3Al)。主要研究Ti-45Al-5Nb合金在1000~1075℃、应变速率5×10~(-5)~1×10~(-3)s~(-1)时的高温拉伸性能,重点分析在高温形变过程中超细晶组织真应力-应变曲线特征及超塑性变形机理,主要包括组织界面处的演化规律、错配结构和晶界间位向关系等。研究结果表明:(1)高能球磨40h的合金粉末细化效果非常显著,在实现纳米化的同时产生了部分合金化。球磨粉末经真空热压烧结原位合成等轴超细晶/纳米晶(γ+α_2)双相合金组织,γ相晶粒尺寸为500nm,α_2相晶粒尺寸介于100~200nm。(2)经包套热压后的Ti-45Al-5Nb合金烧结块体,在温度1000~1075℃、应变速率5×10~(-5)~1×10~(-3)s~(-1)条件下,表现出不同程度的拉伸性能:在1000℃、1×10~(-3)s~(-1)条件下,当达到应力峰值时,试样未进入稳态流动区即发生断裂,流变应力达到208MPa,其延伸率仅为14.8%;而温度为1075℃、应变速率为5×10~(-5)s~(-1)时,流变应力峰值仅为7.5MPa,延伸率达到251%,表现出超塑拉伸性能。(3)Ti-45Al-5Nb合金的高温形变过程是热激活过程,在1025℃、1050℃和1075℃时的应变速率敏感指数m值分别为0.40、0.46和0.47;且该温度范围内的高温变形激活能Q值为387.51kJ·mol~(-1),建立相关的高温热形变本构方程为:(?)=3.75×10~(11)[sinh(0.08σ)]~(2.47)exp(-387510/RT)(4)在1000℃、不同应变速率时,Ti-45Al-5Nb合金拉伸断口表现出不同的形貌:在应变速率为1×10~(-3)s~(-1)条件下,断口表面存在少量的二次微裂纹;在应变速率为1×10~(-4)s~(-1)和5×10~(-5)s~(-1)时,断口处出现明显的韧窝,且随应变速率的减小,韧窝逐渐加深、尺寸增大、数量也相应增多。(5)高温塑性变形机制为位错滑移和γ/γ相间的孪晶,其中γ相晶内孪晶界的取向关系为(001)_γ//(110)_γ,且γ/γ孪晶界面处存在着大量的内禀型堆垛层错(SISF)组成的台阶,孪晶界宽度为0.963nm,夹角为110°;高温变形后主要的软化机制为γ相晶粒的动态再结晶。
【图文】：
图 1.1 γ-TiAl 相和α2-Ti3Al 相的晶体结构(a)γ-TiAl (b)α2-Ti3Al TiAl 基合金的显微结构究表明，γ-TiAl 基合金的晶粒尺寸和显微组织对合金的力学性能起着关材料显微组织一般受合金成分、热加工工艺、热处理温度及冷却速度等[17]。通常 TiAl 基合金根据相含量不同，典型组织形态一般可分为四种(NG)、双态组织(DP)、近片层组织(NL)、全片层组织(FL)[18]，，如γ显微组织(NG)，由等轴γ相晶粒及离散分布在其相界处的微量α2相晶形后退火温度降至共析温度附近时，随后缓慢冷却至室温可以形成该组织的强度、塑性等其他力学性能在四种组织形态中最差。态组织(DP)，由等轴γ相晶粒和片层相间的α2/γ晶团组成。当退火温度左右时，获得了α与γ相体积分数大致相当的该种组织，且热处理温度
图 1.2 TiAl 基合金四种典型组织(a)NG (b)DP (c)NL (d)FLAl 基合金的本征脆性温条件下，γ-TiAl 基合金单晶或多晶状态时，均呈现出严重的室温脆性现象，断口特征为脆性断裂，故将这种与其自身组织结构相联系的征脆性。在γ-TiAl 合金中，金属键成分所占百分比为 65%左右，共价比约为 35%。正是因为γ-TiAl 基合金的这种特征导致在室温下进行机，严重限制了其广泛的生产和应用。体学的角度看，γ-TiAl 基合金为面心立方结构，结构的有序化导致了，从而减少位错的可动滑移系数目，使得位错滑移、交滑移较困难中产生应力集中以及微裂纹形核，最终造成γ-TiAl 基合金提前断裂[20 的理论，γ-TiAl 相中的化学键具有某种程度的共价键特性，而γ-T是共价键电子数在总电子数中所占比例较大造成的[21]。同时，当位错
【学位授予单位】：长春工业大学
【学位级别】：硕士
【学位授予年份】：2018
【分类号】：TF125.22
【图文】：
图 1.1 γ-TiAl 相和α2-Ti3Al 相的晶体结构(a)γ-TiAl (b)α2-Ti3Al TiAl 基合金的显微结构究表明，γ-TiAl 基合金的晶粒尺寸和显微组织对合金的力学性能起着关材料显微组织一般受合金成分、热加工工艺、热处理温度及冷却速度等[17]。通常 TiAl 基合金根据相含量不同，典型组织形态一般可分为四种(NG)、双态组织(DP)、近片层组织(NL)、全片层组织(FL)[18]，，如γ显微组织(NG)，由等轴γ相晶粒及离散分布在其相界处的微量α2相晶形后退火温度降至共析温度附近时，随后缓慢冷却至室温可以形成该组织的强度、塑性等其他力学性能在四种组织形态中最差。态组织(DP)，由等轴γ相晶粒和片层相间的α2/γ晶团组成。当退火温度左右时，获得了α与γ相体积分数大致相当的该种组织，且热处理温度
图 1.2 TiAl 基合金四种典型组织(a)NG (b)DP (c)NL (d)FLAl 基合金的本征脆性温条件下，γ-TiAl 基合金单晶或多晶状态时，均呈现出严重的室温脆性现象，断口特征为脆性断裂，故将这种与其自身组织结构相联系的征脆性。在γ-TiAl 合金中，金属键成分所占百分比为 65%左右，共价比约为 35%。正是因为γ-TiAl 基合金的这种特征导致在室温下进行机，严重限制了其广泛的生产和应用。体学的角度看，γ-TiAl 基合金为面心立方结构，结构的有序化导致了，从而减少位错的可动滑移系数目，使得位错滑移、交滑移较困难中产生应力集中以及微裂纹形核，最终造成γ-TiAl 基合金提前断裂[20 的理论，γ-TiAl 相中的化学键具有某种程度的共价键特性，而γ-T是共价键电子数在总电子数中所占比例较大造成的[21]。同时，当位错
【学位授予单位】：长春工业大学
【学位级别】：硕士
【学位授予年份】：2018
【分类号】：TF125.22
【参考文献】
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1 付明杰;韩秀全;吴为;张建伟;;Ti-23Al-17Nb合金板材超塑性研究[J];金属学报;2014年08期
2 马明珠;黄源s
本文编号：2636128
本文链接：https://www.wllwen.com/projectlw/yjlw/2636128.html
