简介概要

TiAl基合金低温超塑性变形的力学行为

来源期刊：中国有色金属学报2003年第2期

论文作者：张俊红黄伯云贺跃辉孟力平

文章页码：442 - 447

关键词：TiAl基合金；超塑性；速率控制机制；

Key words：TiAl based alloy; superplastic deformation; mechanism of rate controlling

摘要：采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了Ti-48Al-2Cr-0.2Mo(摩尔分数，%)合金在常压空气中的低温超塑性变形力学行为，并且探讨了TiAl基合金的低温超塑性变形机理。研究结果表明， TiAl基合金的变形组织具有良好的空气中低温超塑性变形性能。在t=900℃， ε^·=5×10^-4s^-1时，伸长量δ达到最大值为413%，即使在较低的温度（t=800℃）和较高的应变速率（ε^·=1×10^-3s^-1）下变形，伸长量δ值仍然超过300%。在整个变形区间m值均大于0.3， m_max为0.78。当t＞900℃或ε^·＜5×10^-4s^-1时，剧烈氧化导致超塑性变形性能的恶化和脆性断裂。在900～950℃之间， TiAl基合金超塑性变形的热激活机制发生转变。实验测得TiAl基合金在800～900℃ 时超塑性变形的热激活能为Q_av=178kJ/mol，这个数值介于γ-TiAl的蠕变体积激活能和TiAl基合金的空位迁移能之间，而接近于后者，因此， TiAl基合金低温超塑性变形的速率控制机制是晶界扩散。

Abstract: Superplastic behaviors of a TiAl based alloy with deformed and duplex microstructure were investigated in air at temperatures ranging from 800℃ to 950℃ and at strain rates ranging from 5×10^-5s^-1 to 1×10^-3s^-1. The results show that the TiAl alloy with deformed microstructure exhibits excellent low temperature superplasticity. A maximal elongation of 413% is obtained at 900℃ (at a strain rate of 5×10^-4s^-1), and the elongation values over 300% are obtained at 800℃(at a strain rate of 5×10^-4s^-1) or at a strain rate of 1×10^-3s^-1(at 900℃). The lower superplasticity in duplex microstructure was observed, owing to the larger grain size and the effect of the grain boundary structure and state on the flow. With increased temperatures or decreased strain rates, fracture occurs because of oxidation. The flow softening and the strain hardening are observed in the deformation, a lower rate of strain hardening is corresponding to a larger elongation. The strain rate sensitivity values were examined by incremental strain rate tests. The alloy shows relatively high m value which keeps above 0.3 in the deforming range, the maximal value of m is 0.78. At temperature range from 900℃ to 950℃, the activation mechanism of the superplastic deformation changes, and the activation energy is calculated to be 178kJ/mol at temperature range from 800℃ to 900℃, which is greatly lower than the values of activation energy of volume diffusion in γ-TiAl and in α₂-Ti₃Al, otherwise closely to the value of activation energy of grain boundary diffusion in γ-TiAl. Therefore, the dominant mechanism during superplatic deformation at temperature range from 800℃ to 900℃ is grain boundary sliding controlled by grain boundary diffusion.

中国有色金属学报 2003,(02),442-447 DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2003.02.032

TiAl基合金低温超塑性变形的力学行为

张俊红黄伯云贺跃辉孟力平

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,中南大学材料科学与工程学院长沙410083,郑州轻金属研究院,郑州450041 ,长沙410083 ,长沙410083 ,长沙410083

摘要：

采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了Ti 48Al 2Cr 0.2Mo(摩尔分数,%)合金在常压空气中的低温超塑性变形力学行为,并且探讨了TiAl基合金的低温超塑性变形机理。研究结果表明,TiAl基合金的变形组织具有良好的空气中低温超塑性变形性能。在t=900℃,ε·=5×10-4s-1时,伸长量δ达到最大值为413%,即使在较低的温度(t=800℃)和较高的应变速率(ε·=1×10-3s-1)下变形,伸长量δ值仍然超过300%。在整个变形区间m值均大于0.3,mmax为0.78。当t>900℃或ε·<5×10-4s-1时,剧烈氧化导致超塑性变形性能的恶化和脆性断裂。在900～950℃之间,TiAl基合金超塑性变形的热激活机制发生转变。实验测得TiAl基合金在800～900℃时超塑性变形的热激活能为Qav=178kJ/mol,这个数值介于γ TiAl的蠕变体积激活能和TiAl基合金的空位迁移能之间,而接近于后者,因此,TiAl基合金低温超塑性变形的速率控制机制是晶界扩散。

关键词：

TiAl基合金;超塑性;速率控制机制;

中图分类号： TG146.2

作者简介：张俊红(1970),女,博士研究生;

收稿日期：2002-05-28

基金：国家863计划资助项目(715 005 0040);

Mechanical behaviors of TiAl alloy during low temperature superplastic deformation

Abstract：

Superplastic behaviors of a TiAl based alloy with deformed and duplex microstructure were investigated in air at temperatures ranging from 800 ℃ to 950 ℃ and at strain rates ranging from 5×10-5s-1 to 1×10-3s-1. The results show that the TiAl alloy with deformed microstructure exhibits excellent low temperature superplasticity. A maximal elongation of 413% is obtained at 900 ℃ (at a strain rate of 5×10-4s-1), and the elongation values over 300% are obtained at 800 ℃(at a strain rate of 5×10-4s-1) or at a strain rate of 1×10-3s-1(at 900 ℃). The lower superplasticity in duplex microstructure was observed, owing to the larger grain size and the effect of the grain boundary structure and state on the flow. With increased temperatures or decreased strain rates, fracture occurs because of oxidation. The flow softening and the strain hardening are observed in the deformation, a lower rate of strain hardening is corresponding to a larger elongation. The strain rate sensitivity values were examined by incremental strain rate tests. The alloy shows relatively high m value which keeps above 0.3 in the deforming range, the maximal value of m is 0.78. At temperature range from 900 ℃ to 950 ℃, the activation mechanism of the superplastic deformation changes, and the activation energy is calculated to be 178 kJ/mol at temperature range from 800 ℃ to 900 ℃, which is greatly lower than the values of activation energy of volume diffusion in γTiAl and in α2Ti3Al, otherwise closely to the value of activation energy of grain boundary diffusion in γTiAl. Therefore, the dominant mechanism during superplatic deformation at temperature range from 800 ℃ to 900 ℃ is grain boundary sliding controlled by grain boundary diffusion.

Keyword：

TiAl based alloy; superplastic deformation; mechanism of rate controlling;

Received： 2002-05-28

TiAl基合金具有高的比强度、比刚度, 以及较好的高温抗蠕变、耐腐蚀性能 ^[1,2] , 是一种非常有潜力的轻质高温结构材料。但是, 由于TiAl基合金具有本征脆性, 难以采用常规工艺进行材料加工, 阻碍了TiAl基合金的实用化进程。对于难加工材料, 在超塑性状态下成形是目前最为有效的成形方法之一 ^[3] 。研究表明 ^[4,5,6,7,8] , TiAl基合金的多种组织形态如:近γ组织、双态组织及变形组织在0.7 t_m～0.8 t_m(t_m=1 460 ℃)附近均可以表现出超塑性变形能力。然而, TiAl基合金在t>950 ℃时的抗氧化力急剧降低, 在此温度长时间变形必须采取真空或其他抗氧化措施。因此, 在实际超塑性成形操作中, 要求TiAl基合金的超塑性成形温度应尽可能降低(目前Ti合金的超塑性成形温度为t<1 000 ℃), 以降低成本和对成形气氛的要求。本文作者通过改进TiAl基合金的显微组织, 在较低的温区(800～950 ℃)实现了TiAl基合金的超塑性变形, 并对TiAl基合金的低温超塑性变形力学行为进行了研究, 探讨了TiAl基合金的低温超塑性变形机理。

1 实验

实验用合金名义成分(摩尔分数, %)为Ti-48Al-2Cr-0.2Mo, 合金采用水冷铜坩埚感应熔炼而成。铸锭在保护气氛下经1 050 ℃、 48 h均匀化退火及170 MPa、 1 300 ℃、 4 h热等静压处理。用电火花线切割从上述处理后的铸锭中切取d70 mm×120 mm的圆柱坯料, 按文献 [ 9] 的方法进行复合热机械处理。直接从坯料中切取的拉伸试样为试样A, 其显微组织为变形组织; 复合热机械处理后的坯料经1 260 ℃、 4 h退火后得到双态组织, 从双态组织中切取拉伸试样为试样B。拉伸试样的标距尺寸为: 8 mm×5 mm×2 mm。拉伸实验在经过改装的万能实验机上进行, 实验气氛为常压静态空气。实验条件为: 温度在800～950 ℃之间, 应变速率在1×10^-3～5×10^-5s^-1之间。拉伸实验分为恒应变速率实验和应变速率递增实验两种, 应变速率递增实验在初始应变速率2×10^-4s^-1条件下进行, 应变达到0.4后才开始变应变速率, 以保证得到稳定的流变。显微组织观察采用Polyvar-Met型光学显微镜, 浸蚀液为Kroll溶液(1%HF +2%HNO₃ +97%H₂O)。采用截线法测量晶粒尺寸。透射电镜观察在JEM-2000FXⅡ型透射电镜上进行。

2 实验结果

2.1 原始组织

图1所示为超塑性变形前TiAl基合金的原始组织。其中变形组织(试样A)由γ相和α₂相组成, 其中α₂相含量(体积分数)约为10%, 显微组织中存在细小的再结晶晶粒, 晶粒尺寸约为0.6 μm。双态组织(试样B)由等轴状的层片晶团和γ晶粒组成, 两者的体积比约为1∶1, 平均晶粒尺寸约为20 μm。在双态组织中存在着大量的退火孪晶。

图1超塑性变形前TiAl基合金变形组织的金相(a)和透射电镜照片(b),双态组织的金相照片(c)Fig.1 Optical(a)and TEM(b)micrographs of initial microstructure of TiAl alloy with deformed-microstructure,and optical micrograph(c)of initial microstructure with duplex-microstructure

2.2超塑性变形试样的宏观形貌和伸长量

TiAl基合金(试样A)在空气中恒应变速率拉伸后试样的宏观形貌如图2所示。在t<900 ℃或t=900 ℃、 $\dot{ε} ＞ 1 \times 10^{- 4} s^{- 1}$ 条件下变形后的试样表面微微发黑, 氧化不严重, 断口收缩率φ<95%, 断口呈现类似金属断裂式的韧性断裂。然而, 当t>900 ℃或t=900 ℃、 $\dot{ε} = 5 \times 10^{- 5} s^{- 1}$ 时, 试样表面氧化严重, 断口呈现类似陶瓷断裂式的脆性断裂, 断口收缩率φ<65%。表1列出了两种TiAl基合金试样在空气中超塑性拉伸的伸长量δ值。可见, 在相同的变形条件下, 试样A的超塑性伸长量远远高于试样B, 变形组织TiAl基合金表现出了良好的低温超塑性变形性能。在本实验中, 当t=900 ℃、 $\dot{ε} = 5 \times 10^{- 4} s^{- 1}$ 时, 伸长量达到最大值, 为413%, 当变形在较高的应变速率 $\dot{ε} = 1 \times 10^{- 3} s^{- 1}$ (当t=900 ℃时)和较低的温度t=800 ℃(当 $\dot{ε} = 5 \times 10^{- 4} s^{- 1}$ 时)下进行时, 伸长量仍然超过了300%。

图2 TiAl基合金在空气中恒应变速率拉伸后试样的宏观形貌(试样A)Fig.2 Macrographs of alloy deformed at constant strain rate test in air(sample A)

表1 TiAl基合金试样在空气中超塑性拉伸的伸长量δ值Table 1 Tensile elongations of TiAlbased alloy tested at different conditions in air 下载原图

**—Duplex-microstructure

2.3 变形的应变—应力曲线

TiAl基合金(试样A)在一定的应变速率 $(\dot{ε} = 5 \times 10^{- 4} s^{- 1})$ 和温度(t=900 ℃)下进行超塑性拉伸的应力—应变曲线如图3所示。在图3(a)中, 当t<900 ℃时, 变形的流变应力快速上升到极大值, 然后又迅速发生流变软化从而变形失稳。当t≥900 ℃时, 在达到极大值前, 变形存在一个较长期的应变硬化阶段, 流变应力达到极大值后可以保持一定阶段的稳定, 然后缓慢进入失稳阶段。同样, 在图3(b)中, 随着应变速率的降低, 应变硬化阶段逐渐增长。可见, 应变硬化过程影响着TiAl基合金的超塑性变形性能, 在应变硬化初期, 若应变硬化速率较低(即在应力—应变曲线上存在较长的应变硬化阶段), δ值较大, 反之, δ值较小。这一现象在他人的研究中同样存在 ^[5] 。在超塑性变形过程中, 应变硬化的出现是由于变形过程中处于不利于晶界滑动取向的晶粒的非超塑性变形引起的, 当合金发生超塑性变形时, 并非所有的晶界都处于有利于滑动的取向, 而只有处于有利取向的晶界才能够发生滑动参与变形, 其余晶粒仍然发生晶内滑移。当超塑性变形处于最佳变形条件时, 晶界滑动的协同机制易于进行, 这使得位错的吸收和松弛机制得以开动, 所以变形硬化速率降低。

图3 TiAl基合金(试样A)在应变速率ε^·=5×10^-4s^-1(a)和温度t=900℃(b)进行超塑性拉伸的应力—应变曲线Fig.3 Plots of true stress vs true strain in sample A(a)—At strain rate of 5×10^-4s^-1;(b)—At 900℃

2.4 应变速率敏感性系数m值

m表征材料的超塑性变形能力。本实验采用应变速率递增实验测定应变速率敏感性系数m值。由应变速率递增实验得到的试样A的真应力—应变速率曲线如图4所示。随着应变速率 $\dot{ε}$ 的增加, 真应力呈幂指数关系递增, 然而, 值得注意的是950 ℃的应力曲线位于900 ℃应力曲线的上方。由应变速率递增实验得到的试样A的应变速率敏感性系数m值随应变速率变化的曲线如图5所示。在每一个变形温度, 存在一个m_max。在整个变形区间(t=800 ～950 ℃、 $\dot{ε} ＜ 1 \times 10^{- 3} s^{- 1}) m$ 值都大于0.3, 其中, 当t=950 ℃、 $\dot{ε} = 5 \times 10^{- 4} s^{- 1}$ 时, m值达到最大为0.78。当t=900 ℃时, 在 $\dot{ε} = 4 \times 10^{- 4} s^{- 1}$ 处具有最大的m值。随着变形温度降低, m_max向右移动, 在800、 850 ℃时, m_max出现在 $\dot{ε} = 1 \times 10^{- 4} s^{- 1}$ 处。

图4 TiAl基合金(试样A)超塑性变形的真应力—应变速率曲线Fig.4 Plots of true stress vs true strain rate(in sample A)

图5 m值随应变速率变化变化曲线(试样A)Fig.5 Plots of strain rate sensitivity vs true strain rate(in sample A)

2.5 变形激活能

TiAl基合金超塑性变形的本构方程可以表达为 ^[10]

$\dot{ε} = A (b / d)^{p} (σ / E)^{n} \exp (- Q_{a p p} / R Τ) (1)$

式中 A—为材料的结构因子, b—为 Burgers 矢量, d—为晶粒尺寸, p—为晶粒尺寸因子, σ—为流变应力, E—为动态弹性模量, n—应力指数 (n=1/m)。超塑性变形必须在一定的温度下才能发生, 因而, 它显然是一个热激活过程。由式(1)可得

$Q_{a p p} = - R (\frac{d l n \dot{ε}}{d (\frac{1}{Τ})})_{σ = c o n s t} (2)$

分别取σ=200, 250, 300, 350, 400 MPa(图4中), 作 $\dot{ε} — 1 / Τ$ 作图, 如图6所示。当t=800, 850, 900 ℃时, $\lg \dot{ε}$ 与1/T满足直线关系, 而当t=950 ℃时, 在所取的所有σ值条件下, 实验点均偏离直线, 因此, 在900～950 ℃之间TiAl基合金超塑性变形的热激活机制发生了转变。在本实验中, TiAl基合金在800～900 ℃超塑性变形的表观激活能经计算为Q_a=178 kJ/mol, 这个数值远远低于TiAl基合金中主要相γ-TiAl的体积激活能291 kJ/mol和次要相α₂-Ti₃Al的体积激活能297 kJ/mol, 也低于Lee等 ^[8] 和Bohn等 ^[11] 在较高温度变形测得的TiAl基合金超塑性变形激活能, 而与 Imayev等 ^[12] 测得的细晶TiAl基合金低温超塑性变形激活能Q=180～194 kJ/mol的结果相符。

图6ε^·与1/T关系图Fig.6 Plots ofε^·vs(1/T)

3 分析与讨论

以上研究表明, TiAl基合金的变形组织具有良好的空气中低温超塑性变形性能。当变形温度高于900 ℃或应变速率低于5×10^-4s^-1时, 虽然变形的应变速率敏感性系数很高, 但是在实际拉伸过程中, 因为试样暴露在空气中的温度过高或时间过长, 使得材料氧化, 因而超塑性性能降低。当TiAl基合金氧化时, 在试样的边缘会形成一层粗大的γ-TiAl层, 空洞易于在这层γ-TiAl与基体层之间形成和扩展, 导致材料提前破坏。

与变形组织相比, 双态组织的低温超塑性变形性能不高, 原因在于:

1)晶粒尺寸较大细晶粒是获得良好超塑性的组织前提, 晶粒细小有利于晶界滑移和转动以及可以使扩散协调过程更容易进行, 尤其是界面扩散得到增强。最佳超塑性变形温度与合金熔点的比值与晶粒大小成正比例关系 ^[13] , 文献 [ 4, 6, 7, 8] 报道双态组织的最佳超塑性变形温度为1 200～1 250 ℃。

2)晶界的结构与状态的影响晶界滑移是超塑性的变形机制, 因而晶界的结构与状态将严重影响超塑性变形性能。试样B是试样A经过1 260 ℃、 4 h退火后的组织, 其中存在着大量的退火孪晶。孪晶界面是一种特殊的高角晶界, 位错在此的吸收速度很慢, 因此在孪晶界面易于形成位错塞积 ^[14] , 因而造成局部应力集中。在应力集中处空洞易于形核。

晶界滑移是超塑性变形的机制, 但是晶界要滑移必然存在协调机制。晶界滑移的协调机制可以分为扩散协调机制和位错变形协调机制两类, 这两类协调机制之间存在内部联系。 Kaibyshive ^[15] 认为扩散过程通过促进位错的回复和攀移实现塑性变形。虽然超塑性变形是多种变形机理的综合作用, 目前对于各种合金体系难以得到统一的结论, 但是通过分析变形的热激活过程仍然可以给出关于变形机理的一些信息。假设TiAl基合金的超塑性变形存在单一的热激活过程, 显然在900～950 ℃之间, TiAl基合金的超塑性变形机制发生了转变, 但在t≥950 ℃时, TiAl基合金存在着怎样的变形机制还需作进一步的数据分析。在800～900 ℃, TiAl基合金的超塑性变形表观激活能远远低于γ-TiAl相和α₂-Ti₃Al相的蠕变体积激活能, 这表明细晶TiAl基合金在超塑性变形时的扩散过程容易进行得多。通常, TiAl基合金的扩散过程可以用空位扩散机制解释, 因为在TiAl基合金中空位形核能Q_f=136 kJ/mol, 空位迁移能Q_m=154 kJ/mol ^[12] , 实验测定的TiAl基合金的体积扩散能Q_v=291 kJ/mol与按照空位扩散机制计算的体积扩散能Q=Q_f+Q_m=290 kJ/mol相符合。在TiAl基合金中, 若扩散过程以晶界扩散为主, 由于晶界是空位的源和壑, 在晶界上会存在丰富的空位, 这时的扩散激活能应该介于Q_v 与Q_m之间, 而接近Q_m。在本实验中, 测得的TiAl基合金在800～900 ℃超塑性变形的表观激活能Q_app=178 kJ/mol, 介于291 kJ/mol与154 kJ/mol之间, 并且接近于154 kJ/mol, 因此此时的变形机制与晶界扩散有关。晶界扩散可能是TiAl基合金低温超塑性变形的速率控制机制, 借助于晶界扩散使得位错在晶界攀移相消, 从而松弛应力集中, 协调晶界滑移。图7所示是TiAl基合金在900 ℃超塑性变形时的位错形态, 大量的位错和位错缠结分布在晶粒内部, 而在靠近晶界区域位错密度较小, 并且有单根位错从晶内伸入晶界, 这说明晶界是位错的阱, 晶界上的扩散过程(或认为是晶界位错反应)对于位错的吸收和松弛具有决定意义。

图7 TiAl基合金在900℃超塑性变形时的位错形态Fig.7 TEMmicrograph of dislocations distribution of TiAl alloy during superplastic deformation at 900℃

4 结论

1)变形组织TiAl基合金具有良好的空气中低温超塑性变形性能。在t=900 ℃、 $\dot{ε} = 5 \times 10^{- 4} s^{- 1}$ 变形时, 伸长量δ达到最大值为413%, 即使在较低的温度(t=800 ℃)和较高的应变速率 $(\dot{ε} = 1 \times 10^{- 3} s^{- 1})$ 条件下变形, 伸长量δ值仍然超过300%。在整个变形区间m值均大于0.3, m_max为0.78。当t>900 ℃或 $\dot{ε} ＜ 5 \times 10^{- 4} s^{- 1}$ 时, 剧烈氧化导致超塑性变形性能的恶化和脆性断裂。

2) 双态组织TiAl基合金的低温超塑性变形性能劣于变形组织TiAl基合金, 归因于前者具有较大的晶粒尺寸和组织内存在大量的孪晶界面。

3) 在900～950 ℃之间, TiAl基合金超塑性变形的热激活机制发生转变。 TiAl基合金在800～900 ℃超塑性变形的热激活能为Q_a=178 kJ/mol, 它介于γ-TiAl的蠕变体积激活能和TiAl基合金的空位迁移能之间, 而接近于后者。因此作者认为晶界扩散是TiAl基合金低温超塑性变形的速率控制机制。