简介概要

TiAl合金的热压缩模拟

来源期刊：稀有金属2007年第2期

论文作者：刘咏刘彬黄伯云张永红黄岚黄劲松贺跃辉

关键词：TiAl合金; 热模拟; 压缩; 包套; 宏观组织; 微观组织;

摘要：在Gleeble1500热模拟实验机上对Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金进行了恒应变速率热压缩实验. 热模拟参数分别如下: 温度为1050～1230 ℃, 变形速率为0.01 s-1, 变形量为30%. 测试了不同温度下的位移-载荷曲线, 观察了变形后的宏观与微观组织. 结果表明: 使用45#碳钢作为包套时, TiAl合金的包套热压缩温度不能低于1050 ℃, 也不能超过1230 ℃, 最优温度为1180 ℃;当包套TiAl合金的名义相对压缩量为30%时, TiAl合金块的实际最大相对压缩量为50%, TiAl合金和微观组织被拉长、压扁.

稀有金属 2007,(02),154-159 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2007.02.004

TiAl合金的热压缩模拟

黄岚刘彬张永红刘咏贺跃辉黄伯云

中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室,中南大学粉末冶金国家重点实验室湖南长沙410083,湖南长沙410083,湖南长沙410083,湖南长沙410083,湖南长沙410083,湖南长沙410083,湖南长沙410083

摘要：

在Gleeble1500热模拟实验机上对Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金进行了恒应变速率热压缩实验。热模拟参数分别如下:温度为1050¹230℃, 变形速率为0.01 s-1, 变形量为30%。测试了不同温度下的位移-载荷曲线, 观察了变形后的宏观与微观组织。结果表明:使用45#碳钢作为包套时, TiAl合金的包套热压缩温度不能低于1050℃, 也不能超过1230℃, 最优温度为1180℃;当包套TiAl合金的名义相对压缩量为30%时, TiAl合金块的实际最大相对压缩量为50%, TiAl合金和微观组织被拉长、压扁。

关键词：

TiAl合金;热模拟;压缩;包套;宏观组织;微观组织;

中图分类号： TG115

收稿日期：2006-04-30

Hot Compression Simulation of Ti-Al Alloy

Abstract：

Hot compressive experiments of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W (mole fraction) alloy wrapped by 45# steel with nominal deformation of 30%, strain rate of 0.01 s-1 at 1050～1230 ℃ were conducted on Gleeble 1500 hot simulator.The displacement-loading curves were obtained, and the macrostructure and microstructure were observed.The results showed that the hot compressive temperature of TiAl alloy must be higher than 1050 ℃ and lower than 1230 ℃ with 45# steel as wrap, and its optimum value was 1180 ℃.The highest actual deformation of TiAl alloy was 50% with nominal deformation of 30% with 45# steel as wrap, and the grains were elongated and flattened.

Keyword：

TiAl alloy;hot simulation;compression;wrap;macrostructure;microstructure;

Received： 2006-04-30

TiAl基金属间化合物由于其优异的高温力学性能、良好的抗氧化性能与高的比强度, 在航空航天、汽车工业等领域有着广阔的应用前景, 近年来一直是材料科学中一个十分活跃的前沿领域 ^[1,2,3,4] 。 TiAl合金的生产与制备可以采用铸造法或粉末冶金法两大方法。粉末冶金法在TiAl合金的研究中受到关注并得到应用 ^[5,6,7,8,9] , TiAl合金粉的制备难度大, 而元素法存在比较严重的偏扩散, 容易产生膨胀与变形, 故粉末冶金法在TiAl合金的生产与制备中受到一定的限制。铸造法在TiAl合金的生产与制备中得到广泛的应用, 但铸造法的显微组织粗大, 有的晶粒甚至宏观都可见, TiAl合金的综合力学性能较低。 TiAl合金的晶粒细化方法除了考虑合金设计, 在TiAl合金中加入合金元素的方法以外 ^[10,11,12] , 还应在其加工工艺上着手。本文作者在选择合理的合金体系的基础上, 采用磁悬浮铸造的方法已制得晶粒较为细小、晶团尺寸为70 μm左右的铸锭。由Hall-Petch公式可知, 细化晶粒是提高TiAl合金综合性能最为有效的手段之一。由于TiAl合金的塑性差, 延伸率常低于1%, 无法冷加工, 只能采用热加工的方法, 如采用特定的热处理工艺 ^{[13,14,15,16]} 或采用在高温塑性变形的基础上动态再结晶等方法 ^{[17,18,19,20]} 。由于TiAl合金即使在高温下的塑性变形能力依然有限, 对其进行热加工时必须采取一定的措施, 如对试样进行包套处理, 使合金组织在热加工的过程中处于准等静压状态, 抵消锻造过程产生的二次拉应力, 而使TiAl合金受到三向压应力的作用 ^[21] , 可以提高TiAl合金的成材率和加工效率 ^[22,23,24] 。合金包套热加工工艺参数的选择必须是建立在深入了解包套TiAl合金在一定的温度和变形速率范围内的变形行为。

金属的热变形过程, 变形时的力学性能参数、热塑性、显微组织及相变行为等是金属进行热加工的基础。将上述研究工作和生产工艺过程在热加工模拟试验机上进行模拟, 对热模拟结果进行综合分析, 是获取上述资料的最优手段与方法 ^{[25,26,27,28]} 。本文通过等温热压缩实验模拟TiAl合金在不同温度下的恒温恒变形速率的热压缩变形过程, 探讨获得良好加工性能的热变形条件, 为制定合理的TiAl合金包套热轧工艺提供可靠的依据。

1 实验

1.1 材料与设备

合金成分为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W (摩尔分数, 下同) , 用感应凝壳熔炼制备15 kg的铸锭。试验仪器与设备分别为: 德国产水冷铜坩埚感应凝壳熔炼炉; 美国ABB公司产QIF-6型热等静压设备; 日本JEOL产JCXA-733Superprobe型电子探针仪。

1.2 方法

用线切割法从铸锭上切取尺寸为d10 mm×10 mm的圆柱试样, 将铸态试样进行热等静压处理 (热等静压制度为: 氩气保护, 1250 ℃, 130 MPa, 5 h, 随炉冷至室温) , 然后进行均匀化处理 (均匀化处理制度为: 1250 ℃, 16 h, 出炉空冷) 。包套材料为45^#碳钢, 包套壁厚为2 mm。将均匀化处理后的圆柱试样放入45^#碳钢包套中, 利用Gleeble1500热模拟实验机对包套后的试样进行恒温热压缩实验, 变形温度分别为1050, 1100, 1150, 1180, 1200, 1230 ℃, 变形速率为0.01 s^-1, 包套后试样的名义变形量为30%。加热速率为10 ℃·s^-1, 保温时间为300 s。热压缩完成后试样空冷。

2 实验结果

图1所示为TiAl合金包套热压缩后试样沿压缩方向的纵断面数码宏观组织。由图可见, 合金在1050 ℃热压时, 几乎没有产生变形, 在1100 ℃热压时, 合金开始产生变形, 而在1150 ℃及以上温度进行热压时, 合金产生了较大的变形。

图2所示为TiAl合金包套热压缩试验过程中的位移-载荷曲线, 由图可见, 包套TiAl合金在1050～1200 ℃热压时, 随着位移的增加, 载荷也增加; 但在1230 ℃热压时, 随着位移的增加, 载荷开始增加, 然后很快就出现了下降。

图3所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在不同变形温度下经过0.01 s^-1的变形速率后的微观组织。由图可见, 合金在1100 ℃热模拟时, 微观组织由大量的直线型或者流线型片层组织组成, 其变化较小。 Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在1150, 1180, 1200 ℃热模拟时, 微观组织的变化较大, 晶团被明显拉长、压扁, 晶界特别是三角晶界处已有细小的晶粒, 这是Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在压缩过程发生动态再结晶的结果。

图1 TiAl合金包套热压缩后试样沿压缩轴向的纵断面宏观组织

Fig.1 Vertical macrostructures of hotly deformed TiAl canned by 45^# carbon steel along compression direction

(a) 1050 ℃; (b) 1100 ℃ (c) 1150 ℃; (d) 1180 ℃; (e) 1200 ℃; (f) 1230 ℃

图2 TiAl合金包套热压缩试验过程中的位移-载荷曲线

Fig.2 Displacement-force curves while canned TiAl alloy being hotly compressed

3 分析与讨论

3.1 包套TiAl合金在热压缩后的宏观数码像

由图1可知, 包套TiAl合金在1050 ℃的热压缩变形基本发生在包套, 而TiAl合金只发生了极少量塑性变形。这说明TiAl合金在1050 ℃以下进行压缩变形时其抵抗变形的力很大, 合金不能进行热轧。包套TiAl合金在1100 ℃的热压缩变形主要发生在包套, 但TiAl合金也开始发生变形, 其变形断面完整无缺陷, 这说明TiAl合金在1100 ℃进行压缩时, 其抵抗变形的力开始下降, 合金可以在高于1100 ℃的温度进行热轧。包套TiAl合金在1150, 1180, 1200 ℃的热压缩变形则比较均匀地发生在合金中, 包套基本没有变形, 这说明合金在1150～1200 ℃进行热压缩变形时, 合金抵抗变形的力明显下降, 可以看出它们的断面完整没有裂纹等缺陷, 合金在此温度区间进行热加工时可以使用最小的加工力而获得变形程度较好的产品。从包套TiAl合金在1230 ℃进行热压缩的结果可以看出, 合金断面已发生开裂, 纵横交错的裂纹网已将合金分割成许多小块, 包套已产生严重的变形, 部分位置已剧烈减薄、氧化, 这是由于包套在此温度下发生了局部过热熔化所致。这说明用45^#碳钢作TiAl合金的包套不能在1230 ℃及以上的温度进行热加工, 由于包套的局部过热熔化会使其失去在热加工时对合金的压应力作用, 合金容易萌生微裂纹, 微裂纹一旦扩展就容易使合金发生破裂失效。显然, 用碳钢作为TiAl合金的包套时, TiAl合金的热加工温度不能低于1150 ℃, 也不能超过1230 ℃, 其较佳的温度区间应该为1150～1200 ℃, 最优温度为1180 ℃。

图3 Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在不同变形温度下经过0.01 s-1的变形速率后的微观组织

Fig.3 Microstructures of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy after deformed at rate of 0.01 s^-1 and different temperatures

(a) 1100 ℃; (b) 1150 ℃; (c) 1180 ℃; (d) 1200 ℃

3.2 包套TiAl合金热压缩试验过程中的位移-载荷曲线

表1所列为TiAl合金包套热压缩后试样沿压缩轴向的实际相对变形量, 可见, 包套TiAl合金在1050 ℃进行热压缩时, 主要是包套发生变形, 而TiAl合金基本没有发生变形, 所以合金的相实际对变形量仅为5%。

当合金进行压缩变形时, 其真应力-真应变曲线能反映合金在加工力的作用下变形的真实情况。在本实验条件下, 由于TiAl合金外有包套, 在载荷的作用下合金与包套的变形行为差异较大, 两者的综合变形行为较为复杂, TiAl合金的真应力-真应变曲线难以得到且即使得到其实际意义也有限, 故本研究中仅对包套TiAl合金的位移-载荷曲线进行分析与讨论。另一方面, TiAl合金包套后的热加工反映了TiAl合金的实际变形条件, 故包套TiAl合金的位移-载荷曲线能反映合金的真实变形情况, 所以本研究就采用TiAl合金包套热压缩试验过程中的位移-载荷曲线 (图2) 。由图2可见, 在1050 ℃热压时, 位移随着载荷的增加而很快增加, 这表明在此温度合金抵抗变形的能力很大, 合金主要产生加工硬化、弹性变形大而塑性变形小, 低于此温度不能对合金进行热轧。当合金在1150～1200 ℃热压时, 随着位移的增加, 载荷也增加, 但当载荷增加到一定值以后就基本保持稳定。这说明在载荷的作用下, 合金先产生弹性变形然后产生加工硬化, 随着变形程度的增加, 合金因变形功转变为热使其产生流变软化作用, 当加工硬化与流变软化基本相当时, 载荷基本保持稳定。在本研究中流变软化的主要因素是动态回复, 温度越高越有利于动态回复过程, 故合金在1200 ℃热压时位移持续增加, 而载荷基本保持一个稳定值。对TiAl合金而言, 双态组织具有最好的塑性, 从含铌的Ti-Al相图 (图4) 可知, 合金在1200 ℃时, 两相组织各占50%的体积分数, 应该有最好的塑性。显然1180～1200 ℃是TiAl合金热轧最好的温度范围。当包套TiAl合金在1230 ℃热压时, 在开始阶段随着位移的增加, 载荷开始增加, 这是合金在加工硬化作用下的结果; 在随后的热压过程中载荷很快下降, 这是由于包套局部重熔使其失去对TiAl合金的约束作用, TiAl合金内部萌生微裂纹并在扩展裂纹的作用下失效破碎的结果。从上述分析与讨论可知, 1180～1200 ℃是合金热轧的最优温度区间。

表1 合金在热压缩中的实际相对变形量 (%)

Table 1Actual relative deformation of hotly compressed TiAl alloy canned by 45^#carbon steel along compressing direction

Temperature/%	1050	1100	1150	1180	1200	1230
Elongation/%	5	30	45	50	50	Failure

图4 含铌的Ti-Al相图

Fig.4 Phase diagram of Ti-Al contained niobium

3.3 包套TiAl合金热压缩变形后的电子探针像

塑性变形是位错运动的结果, 使位错开动的力必须达到一个临界值 (派-纳力) 。位错是晶体中的一种线缺陷, 其运动依赖于原子与空位的运动, 所以温度对位错的开动力有很大的影响。 TiAl合金中的α₂相是密排六方结构, 而γ-TiAl化合物是低对称度的面心立方有序结构, TiAl基金属间化合物由于晶体中金属键与共价键共存, 它有陶瓷耐高温的优点, 又因为其位错宽度极窄, 使TiAl合金又具有陶瓷的脆性。 TiAl合金热变形激活能很高, 从图1可以看出, 在1050 ℃时TiAl合金变形很小, 位错还未开动, 变形难以完成, 位移随着载荷的增加而增加很快, 合金难于在此温度进行热轧。在1100 ℃时, TiAl合金的实际相对变形达30%, 位错开始开动, 片层在压应力的作用下弯曲成波纹形状。这种弯曲与扭折使晶团内部位错发生增殖, 从而使合金产生加工硬化。流线型的片层组织说明TiAl合金在1100 ℃的变形是一种纯粹的位错运动与增殖过程。晶团晶粒度没有什么变化, 也没有发生动态回复。 TiAl合金在1150, 1180, 1200 ℃热压缩时, 其实际变形分别为45%, 50%, 50%。等轴状的晶团沿着轴向被压缩而沿着径向伸长, 晶团从等轴状转变为长棒状。未发现有细小的晶粒, 这说明在压缩过程中晶团只发生了动态回复而没有发生动态再结晶。合金在压缩过程中的动态回复使合金产生了流变软化作用, 正是这种流变软化作用抵消了因变形而产生的加工硬化作用, 所以合金在1150～1200 ℃热压时, 随着位移的增加, 载荷增加到一定值以后就基本保持稳定。以上结果表明, 包套TiAl合金热压的名义相对变形量取30%时, 尽管其实际最大相对量已达50%, 其晶团只是被拉长而没有明显细化, 这说明30%的名义相对变形量还偏小, 要使TiAl合金的晶团细化, 必须加大相对变形量。