高温合金讲义第十一章.ppt
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1、第十一章 Ti-Al系金属间化合物,11.1 Ti-Al系中主要金属间化合物相Ti-Al二元系中有4个金属间化合物,Ti3Al、TiAl、TiAl2和TiAl3。, Ti2Al相 研究较少,而且它周围相区的情况还不十分确定。 TiAl3相 具有DO22超点阵结构,可看作是L12超点阵的派生结构,即在L12超点阵结构的(001)面引入位移矢量为1/2的反相畴界获得。TiAl3的点阵常数a=0.3848nm,c=0.8596,c/a=2.23。 *熔点较低,1340 *密度低,3.4g/cm3 *抗氧化性能好,Al含量为75,是Ti-Al系中唯一能在空气中生成Al2O3氧化膜的金属间化合物。 *比
2、强度,比模量高 TiAl3 TiAl Ti3Al Ti Al E/ 0.63 0.47 0.28 0.27 0.26 *作为新型高温轻质材料一直受到关注 缺点:室温下很脆,改善塑性的努力,微合金化:用微合金化来促进DO22结构TiAl3的111112孪生或(001)110滑移,从而改善塑性,但未获成功。 宏合金化:加入第三元素,改变四方的DO22结构,使其成为L12,从立方晶体所具有的独立滑移系数目来看,对TiAl3变形性能的改善是十分有利的。 事实上,TiAl3中加入第四周期中从Cr到Zn以及某些第五、第六周期元素,都能实现结构转变,在室温下都有相当程度的压缩塑性。 尽管国内外进行了十多年努
3、力,立方结构的TiAl3基合金仍然太脆,加上它的高温强度也不高,因而无法实际应用。 Ti3Al :后面讲 TiAl :后面讲,DO22结构,-TiAl及其合金,-TiAl的特点,密度低,3.7-3.9g/cm3,仅及Ni基高温合金的一半,Ni基合金的比重为7.9-9.5g/cm3。对航空航天发动机高温零件减轻重量十分有利。 比刚性高,较航空发动机其他常用结构材料(包括高温合金)高50。高刚性有利于要求低间隙的部件,如箱体、构件以及支撑件等。同时可以将噪声震动移至较高频率而提高叶片等部件的寿命。 600-700良好的抗蠕变性能,比强度高,可能替换某些Ni基高温合金部件,如涡轮盘、涡轮叶片等,重量
4、还可以减轻一半。,TiAl合金具有良好的阻燃能力,可替代一些昂贵的阻燃Ti合金。 缺点:较低的抗损伤能力,其较低的室温塑性、断裂韧性和高的裂纹扩展速率增加了失效的可能性。,-TiAl合金的应用,航空发动机应用 1993年,美国GE发动机公司开始将Howmat公司铸造的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金低压压气机叶片装在CF680C2做1000个模拟飞行周次考核,台架试车,结果叶片完整无损,TiAl合金的延伸率仅0.5%左右。,1996年,NASA的“AITP”计划,作GE90发动机5级和6级低压压气机叶片,取代Rene 77叶片,降低总重量80kg。 此外,TiAl合金作为机匣、涡轮盘、支撑架
5、、导梁等应用也在逐步展开。 汽车应用 日本京都大学和川崎重工株式会社新开发的Ti-47Al-Fe-B合金用作汽车用废气增压涡轮,外径80mm,代替镍基高温合金重量减轻一半,台架试车结果表明,以TiAl合金增压的发动机加速响应时间显著减少。这对于改善车用发动机的加速瞬态响应特性,减少燃烧不充分造成废气污染具有重要意义。,-TiAl的基本特性,-TiAl的晶体结构及基本特性,晶体结构:L10结构, 空间群为P4/mmm,它是由001方向上只有Al原子或者只有Ti原子组成的原子面交替重叠排列而成,每个晶胞有4个原子,2个Ti原子,2个Al原子。100、010方向上的点阵常数与001方向上的不同。-T
6、iAl晶体是一种面心四方结构,a=0.398nm,c=0.404nm,c/a=1.015,随Al含量增加在1.01-1.03之间变化。 滑移系:滑移面为111,滑移方向有110、101和112。111面上的位错有1/2110和1/2112普通位错,以及011超位错。1/2 110 的柏氏矢量最短,011超位错可分解为两个1/2011偏位错夹一片反相畴(APB)。 原子沿三个不同位移矢量,即沿bA(1/2101)、bc(1/b 211)和bs(1/6112)运动就分别产生反相畴(APB)、复杂层错(CSF)和内禀层错(SISF)。,孪晶:TiAl L10结构有两种孪晶: 真孪晶:所有原子的种类和
7、位置都是孪晶对称的。第一原理计算的真孪晶界为50-60J/mol。 伪孪晶:原子的位置是严格的孪晶对称的,原子种类不符合严格的孪晶对称要求,因此存在APB,伪孪晶界能高达530mJ/mol。 有序畴的位向关系: TiAl L10结构中111上两个相邻的有序畴可能有6种位向关系(和表示平行和反向平行):,(A)的情况下,两个有序畴之间或者没有界面,或者形成一个平移有序层错畴界。(B)和(C)是等价的,其界面是120旋转有序层错畴界。相邻两个有序畴的c轴互相垂直。(a)的情况是相当两相邻畴具有111关系,是一种真孪晶关系。(b)和(c)是等价的,是一种伪孪晶关系,下图给出了伪孪晶关系的原子排列和电
8、子衍射图。双相TiAl合金中的2-Ti3Al和-TiAl的结晶学关系为:,两相TiAl合金2与的结晶学关系: 相应也有六种变体,见表13-4。,-TiAl的形成及其基本的固态相变,从液态TiAl冷却时可以有三种完全不同的凝固路线 1. 相凝固 多数TiAl基合金含Al量为4647,由液相冷却时将首先形成相,并择优沿其C轴生长,形成柱状晶组织,在随后冷却过程中,从柱状晶中析出相,形成2板条组织:两者保持确定位向关系: 相共析反应分解也是形成2相板条组织。由于相和相之间的位向关系,所有的板条将垂直于相的c轴方向(柱状晶的生长方向),最终得到的铸态组织有明显的各向异性特征。当铸造具有复杂的形状TiA
9、l部件时,这种柱状晶织构将导致铸件不同部位性能的差异。, 相凝固 相凝固组织的柱状晶特征较之相凝固要弱的多。沿方向择优凝固的相有三个等同的方向。冷却转变为相时两相间满足位向关系: 所以将可能形成十二种不同取向的变体,最终在每个晶粒中得到取向完全不同的板条团。相应地,具有这种组织的部件的机械性能比较一致。 相凝固:得到单相组织,化学计量比和冷却速率对平衡态组织的影响,计量比影响 * TiAl基合金缓冷态接近平衡的组织随成分而异,Al含量大于50的TiAl合金热处理时多处于单相区,冷却至室温后将得到单相组织。 *Al含量为4650(原子分数)的合金在两相区处理后缓冷至室温将得到两相组织,该组织由晶
10、粒和板条晶粒所组成,其中板条晶粒是由高温相中析出的2和层片所构成。该类组织被称为双态(duplex)组织。 *第三种组织是Al含量小于46的合金在单相区处理后缓冷所得到的全板条(fully-lamellar)组织。,冷却速率影响,TiAl基合金先在单相区固溶处理后,随着冷却速度不同可得到不同的相分解产物。如图134所示。 *极缓慢冷却条件下将得到胞状(cellular)组织; *在炉冷等较低的冷速下(0.05-3/s),将得到全板条组织; *中等冷速如空冷将得到魏氏组织(Widmanstatten)或羽毛状(feathery)组织; *水淬可将得到块状(massive)组织。 *进一步提高冷速
11、和增加过冷度将抑制相的分解而直接有序化而得到单相2组织。,板条组织,2相板条组织不仅可以通过从相中析出相形成,相共析反应分解也是形成2相板条组织。试验表明,典型的共析反应实际上是很难发生的。因为2和相形核的难易程度有很大区别:2仅为有序相变(成分变化不大),而为扩散型相变。 相的析出较之有序相变要缓慢得多。通常,-TiAl合金中所得到的2板条组织,是通过相由相或有序2相析出而形成。依Al含量的不同,板条组织的形成有两种不同的方式: (1)高Al合金中相首先析出板条及随后层片有序化为2; L()L(2),其中L代表板条组织, (2)低Al合金中相首先有序化为2随后再析出板条2L(2) 有人认为A
12、l含量大于43时按前者进行,Al含量小于43时按后者进行。,板条组织的形成与层错有关,基体上的层错可以成为片状相的析出核心。层片以短程扩散的台阶移动机制生长。板条组织的板条间距(L)取决于冷却速度(dT/dt=R),并可表示为:L-(R)-1/2,图13-16为不同Al含量的合金的板条间距与冷速的关系。,双相-TiAl基合金的显微组织,基本的显微组织控制 综合性能较好的组织特征 组织类型:全板条(FL)。 2/的平均体积分数在0.05-0.25之间。 晶粒尺寸(GS):50-250m。 板条间距():0.05m0.5m。 具有锯齿状晶界。 TiAl合金的四种典型组织,等轴近组织(NG)。在刚高
13、于共析温度的+两相区处热处理,得到的接近完全等轴晶粒的组织,通常还含有少量的晶界细小相颗粒。晶粒度一般较小,调整处理温度可获得更细的晶粒。,双态组织(DP)。在Ti-Al相图上+相两相区内,在体积分数大致相等的温度(约为Ta-60)进行热处理获得DP组织。高温下的组织是等轴和相两相,此时,相为高温是无序相,经空冷或炉冷则得到/2层片团,最后得到等轴晶粒加/2层片团构成的双态组织。由于相和相在处理温度保温时相互钉扎,晶粒长大速度较慢,所以双态组织的晶粒尺寸一般较小(10-50m)。,近片层组织(NL)。在刚低于Ta温度不远的+两相区进行热处理,经空冷或炉冷均可得到由/2层片和少量分布于层片团间的
14、等轴晶粒组成的近全层片组织。由于相较少,对相长大的钉扎作用减弱,故产生的片层团较大(200-500m), 晶粒一般小于20m,热处理温度愈远离Ta,则层片团尺寸愈小,但晶粒愈多。,全层片组织(FL):在刚高于Ta温度进行热处理,高温下的单相经炉冷就可以得到完全由/2层片团构成的全层片组织。因处理温度较高,而且没有相的钉扎,晶粒长大速度很快,所以全层片组织一般较为粗大:铸态FL合金的晶粒尺寸多在6001000m,合理选择热加工及处理工艺可将变形FL组织的晶粒控制在100300m。,组织微观尺寸的控制,组织微观尺寸的控制包括有:板条组织含量、晶粒大小控制、2/的平均体积百分比控制、板条间距的控制、
15、晶界(片团界面)控制等。主要是控制加热温度和保温时间、冷却速率等。 对于FL处理,随温度上升,晶粒尺寸或FL片团尺寸按指数规律增大。随保温时间延长,晶粒尺寸或FL片团尺寸按抛物线关系长大。 在两相区加热,对NL和DP组织也存在类似关系,但相对于FL处理而言,FL处理对温度更敏感。因为在两相区,和两相在晶粒长大的过程中会相互阻隔,晶面迁移都很慢,因而可得到细晶组织,在两相区的某一区间(1260-1310),DP的晶粒尺寸最小且随时间增加增长十分缓慢. 由于在相区晶粒长大迅速,而TiAl合金的热变形又很难均匀化,因而靠简单地调整再结晶工艺参数(时间、温度)只能控制大尺寸的FL晶粒直径,难以得到均匀
16、细小的FL组织。,鉴于一般组织控制方法难于得到细晶又细片组织,发展了一些新的热机械加工方法,目前较为成熟的几种优化典型组织的加工工艺有: 热机械处理板条组织(TMTL)。TMTL组织是将热变形TiAl合金在单相区保温较短时间缓冷而得到的组织。一般片团尺度100300m,有齿状界面。因单相区保温时晶粒长大速度较快,TMTL合金中一般加入0.03%-0.5%(原子分数)的B,并以TiB2弥散相钉扎在界晶上,冷却过程中晶粒转变为板条晶粒。含0.05%-0.1%B(原子分数)时,显示出明显的晶粒细化作用,而0.2%B(原子分数)可使晶粒细化至100m以下。,细晶板条组织(RFL)。RFL组织是在相区处
17、理以获得较细小的晶粒并用较快的冷速(分段)冷却而获得。因而片团尺寸较细,片间距较小,如图1321所示为GS300m,0.5m的典型TFL组织。,RFL合金一般是添加一定量的合金元素以获得较低的Ta、较窄的相区及宽的+相区,其热处理的关键是保证的少量的相钉扎在相界上抑制其生长。 典型的合金是K5(T-46.5Al-2Cr-3Nb-0.2W)合金,其Ta约1320、T约1335、T/T1400;处理温度对K5合金的晶粒大小有影响,其相的含量随温度增加而增加,从而有效阻碍晶粒长大。 沿晶界的高温相冷却时转变为细小相,RFL (K5)合金较之细晶双态组织和粗晶全板条组织具有明显优越的综合性能,但其晶界
18、细小相对蠕变性能不利。, 热形变板条组织(MTPL)。TMPL组织是指在高温热挤压而得到的各种形态及晶粒尺寸的全板条组织。 若热挤压温度稍低于Ta,则可得到细晶、均匀分布有极少量晶粒的TMPL组织,见图13-21c。 若挤压温度高于Ta,则得到有一定取向的粗晶板条组织。 TMPL组织具有优异的高温强度,如TMPL(K5)合金室温屈服强度为700-800MPa,并有约2的室温伸长率。 TMPL组织的特例是锻造织构(TMPAL)组织,其形成是由于锻造时导致织构形成,而随后冷却时板条组织在基体定向析出而得到的。其组织类型为对应于锻面的110纤维织构,TMPAL组织具有优越的高温屈服强度。,多孪晶合成
19、晶体(PST)的力学性能,多孪晶合成晶体(polysynthetically twinned crystals-PST)是由定向生长而得到的具有单一取向的全片层(或全板条)晶体,片层由大量孪晶片和片组成,其典型的组织结构职图1538所示。,因PST晶体只有一个板条团所组成,没有板条团界存在、所以是研究全板条组织的力学行为及变形特征的最佳材料。图1539和1540是PST晶体室温下屈服强度及延伸率随承载角的变化曲线,是外加载荷轴与板条界面间的夹角,如0表示外加载荷方向平行于板条界面。,PST晶体的屈服强度和延伸率明显取决于承载角,或者说,板条组织的力学性能具有明显的各向异性。 当外加载荷垂直于板
20、条界时屈服强度最高而延伸率最低,外加载荷平行于板条界时次之,而中间角度时正相反,屈服强度很低而延伸率高达20。 当板条界面平行于或垂直于压缩载荷时,相沿111面的剪切形变与板条界面相截(硬变形),因此剪切形变必须通过孪晶界、2/界面和2片,形变阻力大;而中间角度时,相沿111面的剪切形变与板条界面平行(软形变),因此,板条界及2片对剪切形变而言都不是直接的障碍,变形阻力小。另外,从软形变方向板条的高延伸率来看,与2板条相平衡的相本身具有很好的可变形能力。 无论角度的大小,断裂总是以没有颈缩的解理脆断方式发生,即使延伸率超过10时仍是如此。主裂纹方向总是垂直于外应力方向,表明正应力对萌发裂纹具有
21、重要的作用。,双相合金典型组织的力学性能,DP组织的塑性高,断裂韧性低,因为晶粒小,强度高,塑性高 FL组织的断裂韧性高,塑性低,因大晶粒使强度低,塑性低,而片层组织使韧性高 各种组织强度和塑性取决于晶粒尺寸和层片间距,晶粒细化,缩短滑移带长度,减少滑移面位错运动长度和位错堆积,降低滑移面交截处和晶界的应力集中,不利于裂纹形核,有利于强度和塑性提高。 片层界面对裂纹扩展有阻力,片层组织的断裂抗力高于相,增加片层含量,提高塑性和强度。 FL和NL片层含量高,断裂韧性高,但晶粒尺寸太大,塑性低。 NG无片层组织,晶粒粗大,塑性韧性均低,DP组织晶粒细小,塑性高,韧性低。,晶粒尺寸对室温塑性和强度的
22、影响,室温塑性和屈服强度均随晶粒度的增大而降低。晶粒尺寸由250m增加到2500m,室温塑性由2.5%降低0.5%。,各种组织的屈服强度与晶粒尺寸之间满足Hall-Petch公式,但H-P强化系数Ky值不同。,片层间距与屈服强度也符合Hall-Petch关系,室温, 800,室温塑性与断裂韧性的反常依存关系,TiAl合金的塑性和韧性间的反常关系可以从试样拉伸时宏观整体和裂纹尖端的不同屈服行为来理解。 多晶材料的拉伸塑性主要是由其宏观可屈服程度所控制的,晶粒越小则塑性越好。但是,在粗晶(500m)全板条合金的韧性试验中,裂纹尖端塑变区(400m)仅仅涉及到裂尖前的一个晶粒,形变行为只与裂尖微区特
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