高溫合金講義第十一章

高溫合金講義第十一章第1頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四

Ti2Al相研究較少，而且它周圍相區(qū)的情況還不十分確定。

TiAl3相具有DO22超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，可看作是L12超點(diǎn)陣的派生結(jié)構(gòu)，即在L12超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的(001)面引入位移矢量為1/2<110>的反相疇界獲得。TiAl3的點(diǎn)陣常數(shù)a=0.3848nm，c=0.8596，c/a=2.23。*熔點(diǎn)較低，1340℃*密度低，3.4g/cm3*抗氧化性能好，Al含量為75％，是Ti-Al系中唯一能在空氣中生成Al2O3氧化膜的金屬間化合物。*比強(qiáng)度，比模量高TiAl3TiAlTi3AlTiAlE/0.630.470.280.270.26*作為新型高溫輕質(zhì)材料一直受到關(guān)注缺點(diǎn)：室溫下很脆第2頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四改善塑性的努力

微合金化：用微合金化來促進(jìn)DO22結(jié)構(gòu)TiAl3的{111}<112]孿生或(001)<110]滑移，從而改善塑性，但未獲成功。宏合金化：加入第三元素，改變四方的DO22結(jié)構(gòu)，使其成為L(zhǎng)12，從立方晶體所具有的獨(dú)立滑移系數(shù)目來看，對(duì)TiAl3變形性能的改善是十分有利的。事實(shí)上，TiAl3中加入第四周期中從Cr到Zn以及某些第五、第六周期元素，都能實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，在室溫下都有相當(dāng)程度的壓縮塑性。盡管國(guó)內(nèi)外進(jìn)行了十多年努力，立方結(jié)構(gòu)的TiAl3基合金仍然太脆，加上它的高溫強(qiáng)度也不高，因而無法實(shí)際應(yīng)用。Ti3Al：后面講

TiAl：后面講

第3頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四DO22結(jié)構(gòu)第4頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四-TiAl及其合金

第5頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四-TiAl的特點(diǎn)

密度低，3.7-3.9g/cm3，僅及Ni基高溫合金的一半，Ni基合金的比重為7.9-9.5g/cm3。對(duì)航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)高溫零件減輕重量十分有利。

比剛性高，較航空發(fā)動(dòng)機(jī)其他常用結(jié)構(gòu)材料(包括高溫合金)高50％。高剛性有利于要求低間隙的部件，如箱體、構(gòu)件以及支撐件等。同時(shí)可以將噪聲震動(dòng)移至較高頻率而提高葉片等部件的壽命。

600-700℃良好的抗蠕變性能，比強(qiáng)度高，可能替換某些Ni基高溫合金部件，如渦輪盤、渦輪葉片等，重量還可以減輕一半。

第6頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四TiAl合金具有良好的阻燃能力，可替代一些昂貴的阻燃Ti合金。缺點(diǎn)：較低的抗損傷能力，其較低的室溫塑性、斷裂韌性和高的裂紋擴(kuò)展速率增加了失效的可能性。第7頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四-TiAl合金的應(yīng)用

航空發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用

1993年，美國(guó)GE發(fā)動(dòng)機(jī)公司開始將Howmat公司鑄造的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金低壓壓氣機(jī)葉片裝在CF6－80C2做1000個(gè)模擬飛行周次考核，臺(tái)架試車，結(jié)果葉片完整無損，TiAl合金的延伸率僅0.5%左右。

第8頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四1996年，NASA的“AITP”計(jì)劃，作GE－90發(fā)動(dòng)機(jī)5級(jí)和6級(jí)低壓壓氣機(jī)葉片，取代Rene77葉片，降低總重量80kg。此外，TiAl合金作為機(jī)匣、渦輪盤、支撐架、導(dǎo)梁等應(yīng)用也在逐步展開。汽車應(yīng)用日本京都大學(xué)和川崎重工株式會(huì)社新開發(fā)的Ti-47Al-Fe-B合金用作汽車用廢氣增壓渦輪，外徑80mm，代替鎳基高溫合金重量減輕一半，臺(tái)架試車結(jié)果表明，以TiAl合金增壓的發(fā)動(dòng)機(jī)加速響應(yīng)時(shí)間顯著減少。這對(duì)于改善車用發(fā)動(dòng)機(jī)的加速瞬態(tài)響應(yīng)特性，減少燃燒不充分造成廢氣污染具有重要意義。

第9頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四-TiAl的基本特性

-TiAl的晶體結(jié)構(gòu)及基本特性第10頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四晶體結(jié)構(gòu)：L10結(jié)構(gòu)，空間群為P4/mmm，它是由[001]方向上只有Al原子或者只有Ti原子組成的原子面交替重疊排列而成，每個(gè)晶胞有4個(gè)原子，2個(gè)Ti原子，2個(gè)Al原子。[100]、[010]方向上的點(diǎn)陣常數(shù)與[001]方向上的不同。-TiAl晶體是一種面心四方結(jié)構(gòu)，a=0.398nm，c=0.404nm，c/a=1.015，隨Al含量增加在1.01-1.03之間變化?；葡担夯泼鏋閧111}，滑移方向有<110]、<101]和<112]。{111}面上的位錯(cuò)有1/2<110]和1/2<112]普通位錯(cuò)，以及<011]超位錯(cuò)。1/2<110]的柏氏矢量最短，<011]超位錯(cuò)可分解為兩個(gè)1/2<011]偏位錯(cuò)夾一片反相疇(APB)。原子沿三個(gè)不同位移矢量，即沿bA(1/2<101])、bc(1/b<211])和bs(1/6<112])運(yùn)動(dòng)就分別產(chǎn)生反相疇(APB)、復(fù)雜層錯(cuò)(CSF)和內(nèi)稟層錯(cuò)(SISF)。第11頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四孿晶：TiAlL10結(jié)構(gòu)有兩種孿晶：真孿晶：所有原子的種類和位置都是孿晶對(duì)稱的。第一原理計(jì)算的真孿晶界為50-60J/mol。偽孿晶：原子的位置是嚴(yán)格的孿晶對(duì)稱的，原子種類不符合嚴(yán)格的孿晶對(duì)稱要求，因此存在APB，偽孿晶界能高達(dá)530mJ/mol。有序疇的位向關(guān)系：TiAlL10結(jié)構(gòu)中{111}上兩個(gè)相鄰的有序疇可能有6種位向關(guān)系(和表示平行和反向平行)：第12頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四(A)的情況下，兩個(gè)有序疇之間或者沒有界面，或者形成一個(gè)平移有序?qū)渝e(cuò)疇界。(B)和(C)是等價(jià)的，其界面是120旋轉(zhuǎn)有序?qū)渝e(cuò)疇界。相鄰兩個(gè)有序疇的c軸互相垂直。(a)的情況是相當(dāng)兩相鄰疇具有{111}<11>關(guān)系，是一種真孿晶關(guān)系。(b)和(c)是等價(jià)的，是一種偽孿晶關(guān)系，下圖給出了偽孿晶關(guān)系的原子排列和電子衍射圖。雙相TiAl合金中的2-Ti3Al和-TiAl的結(jié)晶學(xué)關(guān)系為：第13頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四兩相TiAl合金2與的結(jié)晶學(xué)關(guān)系：

相應(yīng)也有六種變體，見表13-4。

第14頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四-TiAl的形成及其基本的固態(tài)相變

第15頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四從液態(tài)TiAl冷卻時(shí)可以有三種完全不同的凝固路線1.

相凝固多數(shù)TiAl基合金含Al量為46－47％，由液相冷卻時(shí)將首先形成相，并擇優(yōu)沿其C軸生長(zhǎng)，形成柱狀晶組織，在隨后冷卻過程中，從柱狀晶中析出相，形成＋2板條組織：兩者保持確定位向關(guān)系：相共析反應(yīng)分解也是形成2＋相板條組織。由于相和相之間的位向關(guān)系，所有的板條將垂直于相的c軸方向(柱狀晶的生長(zhǎng)方向)，最終得到的鑄態(tài)組織有明顯的各向異性特征。當(dāng)鑄造具有復(fù)雜的形狀TiAl部件時(shí)，這種柱狀晶織構(gòu)將導(dǎo)致鑄件不同部位性能的差異。

第16頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四相凝固

相凝固組織的柱狀晶特征較之相凝固要弱的多。沿<100>方向擇優(yōu)凝固的相有三個(gè)等同的<100>方向。冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)橄鄷r(shí)兩相間滿足位向關(guān)系：

所以將可能形成十二種不同取向的變體，最終在每個(gè)晶粒中得到取向完全不同的板條團(tuán)。相應(yīng)地，具有這種組織的部件的機(jī)械性能比較一致。相凝固：得到單相組織第17頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四化學(xué)計(jì)量比和冷卻速率對(duì)平衡態(tài)組織的影響

計(jì)量比影響*TiAl基合金緩冷態(tài)接近平衡的組織隨成分而異，Al含量大于50％的TiAl合金熱處理時(shí)多處于單相區(qū)，冷卻至室溫后將得到單相組織。*Al含量為46％－50％(原子分?jǐn)?shù))的合金在＋兩相區(qū)處理后緩冷至室溫將得到兩相組織，該組織由晶粒和板條晶粒所組成，其中板條晶粒是由高溫相中析出的2和層片所構(gòu)成。該類組織被稱為雙態(tài)(duplex)組織。*第三種組織是Al含量小于46％的合金在單相區(qū)處理后緩冷所得到的全板條(fully-lamellar)組織。

第18頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四冷卻速率影響

TiAl基合金先在單相區(qū)固溶處理后，隨著冷卻速度不同可得到不同的相分解產(chǎn)物。如圖13－4所示。*極緩慢冷卻條件下將得到胞狀(cellular)組織；*在爐冷等較低的冷速下(0.05-3℃/s)，將得到全板條組織；*中等冷速如空冷將得到魏氏組織(Widmanstatten)或羽毛狀(feathery)組織；*水淬可將得到塊狀(massive)組織。*進(jìn)一步提高冷速和增加過冷度將抑制相的分解而直接有序化而得到單相2組織。

第19頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四板條組織

2＋相板條組織不僅可以通過從相中析出相形成，相共析反應(yīng)分解也是形成2＋相板條組織。試驗(yàn)表明，典型的共析反應(yīng)實(shí)際上是很難發(fā)生的。因?yàn)?和相形核的難易程度有很大區(qū)別：2僅為有序相變(成分變化不大)，而為擴(kuò)散型相變。相的析出較之有序相變要緩慢得多。通常，-TiAl合金中所得到的2＋板條組織，是通過相由相或有序2相析出而形成。依Al含量的不同，板條組織的形成有兩種不同的方式：(1)高Al合金中相首先析出板條及隨后層片有序化為2；L(＋)L(2＋)，其中L代表板條組織，(2)低Al合金中相首先有序化為2隨后再析出板條2L(2＋)有人認(rèn)為Al含量大于43％時(shí)按前者進(jìn)行，Al含量小于43％時(shí)按后者進(jìn)行。第20頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四板條組織的形成與層錯(cuò)有關(guān)，基體上的層錯(cuò)可以成為片狀相的析出核心。層片以短程擴(kuò)散的臺(tái)階移動(dòng)機(jī)制生長(zhǎng)。板條組織的板條間距(L)取決于冷卻速度(dT/dt=R)，并可表示為：L-(R)-1/2，圖13-16為不同Al含量的合金的板條間距與冷速的關(guān)系。

第21頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四雙相-TiAl基合金的顯微組織

基本的顯微組織控制綜合性能較好的組織特征組織類型：全板條(FL)。

2/的平均體積分?jǐn)?shù)在0.05-0.25之間。

晶粒尺寸(GS):50-250m。

板條間距():0.05m<<0.5m。

具有鋸齒狀晶界。

TiAl合金的四種典型組織第22頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四等軸近組織(NG)。在剛高于共析溫度的+兩相區(qū)處熱處理，得到的接近完全等軸晶粒的組織，通常還含有少量的晶界細(xì)小相顆粒。晶粒度一般較小，調(diào)整處理溫度可獲得更細(xì)的晶粒。第23頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四雙態(tài)組織(DP)。在Ti-Al相圖上+相兩相區(qū)內(nèi)，在體積分?jǐn)?shù)大致相等的溫度(約為Ta-60℃)進(jìn)行熱處理獲得DP組織。高溫下的組織是等軸和相兩相，此時(shí)，相為高溫是無序相，經(jīng)空冷或爐冷則得到/2層片團(tuán)，最后得到等軸晶粒加/2層片團(tuán)構(gòu)成的雙態(tài)組織。由于相和相在處理溫度保溫時(shí)相互釘扎，晶粒長(zhǎng)大速度較慢，所以雙態(tài)組織的晶粒尺寸一般較小(10-50m)。第24頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四近片層組織(NL)。在剛低于Ta溫度不遠(yuǎn)的+兩相區(qū)進(jìn)行熱處理，經(jīng)空冷或爐冷均可得到由/2層片和少量分布于層片團(tuán)間的等軸晶粒組成的近全層片組織。由于相較少，對(duì)相長(zhǎng)大的釘扎作用減弱，故產(chǎn)生的片層團(tuán)較大(200-500m)，晶粒一般小于20m，熱處理溫度愈遠(yuǎn)離Ta，則層片團(tuán)尺寸愈小，但晶粒愈多。第25頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四全層片組織(FL)：在剛高于Ta溫度進(jìn)行熱處理，高溫下的單相經(jīng)爐冷就可以得到完全由/2層片團(tuán)構(gòu)成的全層片組織。因處理溫度較高，而且沒有相的釘扎，晶粒長(zhǎng)大速度很快，所以全層片組織一般較為粗大：鑄態(tài)FL合金的晶粒尺寸多在600－1000m，合理選擇熱加工及處理工藝可將變形FL組織的晶?？刂圃?00－300m。

第26頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四第27頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四組織微觀尺寸的控制

組織微觀尺寸的控制包括有：板條組織含量、晶粒大小控制、2/的平均體積百分比控制、板條間距的控制、晶界(片團(tuán)界面)控制等。主要是控制加熱溫度和保溫時(shí)間、冷卻速率等。對(duì)于FL處理，隨溫度上升，晶粒尺寸或FL片團(tuán)尺寸按指數(shù)規(guī)律增大。隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)，晶粒尺寸或FL片團(tuán)尺寸按拋物線關(guān)系長(zhǎng)大。在兩相區(qū)加熱，對(duì)NL和DP組織也存在類似關(guān)系，但相對(duì)于FL處理而言，F(xiàn)L處理對(duì)溫度更敏感。因?yàn)樵趦上鄥^(qū)，和兩相在晶粒長(zhǎng)大的過程中會(huì)相互阻隔，晶面遷移都很慢，因而可得到細(xì)晶組織，在＋兩相區(qū)的某一區(qū)間(1260-1310℃)，DP的晶粒尺寸最小且隨時(shí)間增加增長(zhǎng)十分緩慢.由于在相區(qū)晶粒長(zhǎng)大迅速，而TiAl合金的熱變形又很難均勻化，因而靠簡(jiǎn)單地調(diào)整再結(jié)晶工藝參數(shù)(時(shí)間、溫度)只能控制大尺寸的FL晶粒直徑，難以得到均勻細(xì)小的FL組織。

第28頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四鑒于一般組織控制方法難于得到細(xì)晶又細(xì)片組織，發(fā)展了一些新的熱機(jī)械加工方法，目前較為成熟的幾種優(yōu)化典型組織的加工工藝有：

熱機(jī)械處理板條組織(TMTL)。TMTL組織是將熱變形TiAl合金在單相區(qū)保溫較短時(shí)間緩冷而得到的組織。一般片團(tuán)尺度100－300m，有齒狀界面。因單相區(qū)保溫時(shí)晶粒長(zhǎng)大速度較快，TMTL合金中一般加入0.03%-0.5%(原子分?jǐn)?shù))的B，并以TiB2彌散相釘扎在界晶上，冷卻過程中晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l晶粒。含0.05%-0.1%B(原子分?jǐn)?shù))時(shí)，顯示出明顯的晶粒細(xì)化作用，而0.2%B(原子分?jǐn)?shù))可使晶粒細(xì)化至100m以下。第29頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四細(xì)晶板條組織(RFL)。RFL組織是在＋相區(qū)處理以獲得較細(xì)小的晶粒并用較快的冷速(分段)冷卻而獲得。因而片團(tuán)尺寸較細(xì)，片間距較小，如圖13－21所示為GS＝300m，＝0.5m的典型TFL組織。

第30頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四RFL合金一般是添加一定量的合金元素以獲得較低的Ta、較窄的相區(qū)及寬的+相區(qū)，其熱處理的關(guān)鍵是保證的少量的相釘扎在相界上抑制其生長(zhǎng)。典型的合金是K5(T-46.5Al-2Cr-3Nb-0.2W)合金，其Ta約1320℃、T＋約1335℃、T＋/T>1400℃；處理溫度對(duì)K5合金的晶粒大小有影響，其相的含量隨溫度增加而增加，從而有效阻礙晶粒長(zhǎng)大。沿晶界的高溫相冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小相，RFL(K5)合金較之細(xì)晶雙態(tài)組織和粗晶全板條組織具有明顯優(yōu)越的綜合性能，但其晶界細(xì)小相對(duì)蠕變性能不利。第31頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四

熱形變板條組織(MTPL)。TMPL組織是指在高溫?zé)釘D壓而得到的各種形態(tài)及晶粒尺寸的全板條組織。若熱擠壓溫度稍低于Ta，則可得到細(xì)晶、均勻分布有極少量晶粒的TMPL組織，見圖13-21c。若擠壓溫度高于Ta，則得到有一定取向的粗晶板條組織。TMPL組織具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，如TMPL(K5)合金室溫屈服強(qiáng)度為700-800MPa，并有約2％的室溫伸長(zhǎng)率。TMPL組織的特例是鍛造織構(gòu)(TMPAL)組織，其形成是由于鍛造時(shí)導(dǎo)致織構(gòu)形成，而隨后冷卻時(shí)板條組織在基體定向析出而得到的。其組織類型為對(duì)應(yīng)于鍛面的[110]纖維織構(gòu)，TMPAL組織具有優(yōu)越的高溫屈服強(qiáng)度。第32頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四多孿晶合成晶體(PST)的力學(xué)性能

多孿晶合成晶體(polysyntheticallytwinnedcrystals-PST)是由定向生長(zhǎng)而得到的具有單一取向的全片層(或全板條)晶體，片層由大量孿晶片和片組成，其典型的組織結(jié)構(gòu)職圖15－38所示。

第33頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四因PST晶體只有一個(gè)板條團(tuán)所組成，沒有板條團(tuán)界存在、所以是研究全板條組織的力學(xué)行為及變形特征的最佳材料。圖15－39和15－40是PST晶體室溫下屈服強(qiáng)度及延伸率隨承載角的變化曲線，是外加載荷軸與板條界面間的夾角，如＝0表示外加載荷方向平行于板條界面。

第34頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四PST晶體的屈服強(qiáng)度和延伸率明顯取決于承載角，或者說，板條組織的力學(xué)性能具有明顯的各向異性。當(dāng)外加載荷垂直于板條界時(shí)屈服強(qiáng)度最高而延伸率最低，外加載荷平行于板條界時(shí)次之，而中間角度時(shí)正相反，屈服強(qiáng)度很低而延伸率高達(dá)20％。當(dāng)板條界面平行于或垂直于壓縮載荷時(shí)，相沿[111]面的剪切形變與板條界面相截(硬變形)，因此剪切形變必須通過孿晶界、2/界面和2片，形變阻力大；而中間角度時(shí)，相沿[111]面的剪切形變與板條界面平行(軟形變)，因此，板條界及2片對(duì)剪切形變而言都不是直接的障礙，變形阻力小。另外，從軟形變方向板條的高延伸率來看，與2板條相平衡的相本身具有很好的可變形能力。無論角度的大小，斷裂總是以沒有頸縮的解理脆斷方式發(fā)生，即使延伸率超過10％時(shí)仍是如此。主裂紋方向總是垂直于外應(yīng)力方向，表明正應(yīng)力對(duì)萌發(fā)裂紋具有重要的作用。第35頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四雙相合金典型組織的力學(xué)性能

第36頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四DP組織的塑性高，斷裂韌性低，因?yàn)榫ЯＰ?，?qiáng)度高，塑性高FL組織的斷裂韌性高，塑性低，因大晶粒使強(qiáng)度低，塑性低，而片層組織使韌性高各種組織強(qiáng)度和塑性取決于晶粒尺寸和層片間距，晶粒細(xì)化，縮短滑移帶長(zhǎng)度，減少滑移面位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)長(zhǎng)度和位錯(cuò)堆積，降低滑移面交截處和晶界的應(yīng)力集中，不利于裂紋形核，有利于強(qiáng)度和塑性提高。片層界面對(duì)裂紋擴(kuò)展有阻力，片層組織的斷裂抗力高于相，增加片層含量，提高塑性和強(qiáng)度。FL和NL片層含量高，斷裂韌性高，但晶粒尺寸太大，塑性低。NG無片層組織，晶粒粗大，塑性韌性均低，DP組織晶粒細(xì)小，塑性高，韌性低。第37頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四晶粒尺寸對(duì)室溫塑性和強(qiáng)度的影響

室溫塑性和屈服強(qiáng)度均隨晶粒度的增大而降低。晶粒尺寸由250m增加到2500m，室溫塑性由2.5%降低0.5%。第38頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四各種組織的屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸之間滿足Hall-Petch公式，但H-P強(qiáng)化系數(shù)Ky值不同。

第39頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四片層間距與屈服強(qiáng)度也符合Hall-Petch關(guān)系

室溫，800℃第40頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四室溫塑性與斷裂韌性的反常依存關(guān)系

TiAl合金的塑性和韌性間的反常關(guān)系可以從試樣拉伸時(shí)宏觀整體和裂紋尖端的不同屈服行為來理解。多晶材料的拉伸塑性主要是由其宏觀可屈服程度所控制的，晶粒越小則塑性越好。但是，在粗晶(>500m)全板條合金的韌性試驗(yàn)中，裂紋尖端塑變區(qū)(400m)僅僅涉及到裂尖前的一個(gè)晶粒，形變行為只與裂尖微區(qū)特性有關(guān)。應(yīng)用拉伸性能和斷裂韌性間的經(jīng)典方程(15-2)可以估算塑變區(qū)內(nèi)微觀的拉伸應(yīng)力－應(yīng)變曲線，如圖15-47(b)所示。式中C為常數(shù)，n為局部加工硬化系數(shù)，E為彈性模量，y為材料的屈服強(qiáng)度，lf為局部失效真應(yīng)變，相當(dāng)于所測(cè)裂紋尖端的最大有效應(yīng)變。第41頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四計(jì)算所用雙態(tài)和全板條組織的KIC值分別為10.5MPam1/2和16MPam1/2。對(duì)比粗晶全板條合金和細(xì)晶雙態(tài)合金裂尖塑變區(qū)內(nèi)微觀的以及拉伸試樣宏觀的應(yīng)力－應(yīng)變曲線(圖15-47(a))。雙態(tài)組織的微觀和宏觀應(yīng)力－應(yīng)變曲線相似，對(duì)晶粒尺寸大于500m的全板條組織卻極不同。

第42頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四用公式rp=a(KIC/y)2計(jì)算裂紋尖端的塑變區(qū)尺寸，雙態(tài)和全板條組織分別為400－500m和300m。大晶粒的全板條組織的裂尖塑變區(qū)是在一個(gè)晶粒尺度內(nèi)，裂尖塑性區(qū)組織相當(dāng)于PST組織的情況，其局部失效應(yīng)變平均值約15％－20％，與試驗(yàn)所測(cè)的PST－TiAl合金的最大拉伸應(yīng)變相吻合。對(duì)雙態(tài)組織而言，其塑變區(qū)(約300m)內(nèi)含有許多隨機(jī)取向的細(xì)小晶粒，意味著塑變區(qū)內(nèi)的材料是完全各向同性的，與宏觀組織相似，其裂尖應(yīng)力－應(yīng)變曲線基本上與宏觀拉伸曲線相同，失效應(yīng)變與材料的宏觀失效應(yīng)變(3%)相當(dāng)(如圖15－47)。

第43頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四TiAl基合金的抗氧化性能

Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的抗氧化性較差，500h氧化后氧化皮剝落。K5和Alloy7抗氧化性較好，但500h后氧化增重曲線呈直線關(guān)系，也產(chǎn)生了退化過程。氧化膜結(jié)構(gòu)：TiAl在高溫氧氣中可以生成連續(xù)的Al2O3膜層，但在空氣中卻只生成TiO2和Al2O3混合膜，其含鋁量不足以生成連續(xù)的Al2O3層，這是其抗氧化性不足的原因。

TiAl基合金大約在750－800℃以下具有抗氧化性。

第44頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四氮對(duì)TiAl合金的氧化行為有重大影響，在純氧氣中有連續(xù)的Al2O3膜，氧化很慢，氮?dú)馄鹈黠@的加速氧化作用。一種解釋是在氧化初期，TiN就已生成，形成Al2O3和TiN交替結(jié)構(gòu)，而TiN可以進(jìn)一步氧化生成TiO2。從而最終形成TiO2和Al2O3混合膜。這種解釋的證明是900℃、1h氧化后在氧化膜和金屬基體界面處TEM觀察到TiN和Al2O3。

第45頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四提高TiAl合金抗氧化性的要素是獲得連續(xù)的Al2O3膜，加入少量合金元素，如Cr、Mn、Y等可以提高其抗氧化性，但并不能生成連續(xù)的Al2O3膜。鈮能有效地改善TiAl合金的抗氧化性，具有最佳抗氧化性的合金成分范圍可以描述為：Al=55%-64%(原子)、Ti/Nb=2～5。此時(shí)氧化膜的含有連續(xù)的Al2O3保護(hù)層。另外，氧化物TiO2可以被改變成(Ti,Nb)O2，Nb+5替代TiO2中的Ti+4，會(huì)降低陰離子空位濃度，改善TiO2的保護(hù)能力。當(dāng)合金含鈮過多時(shí)，出現(xiàn)AlNbO4或Nb2O5，使膜疏松而降低膜的保護(hù)能力。用防護(hù)涂層提高TiAl合金的抗氧化性的有效性與涂層成分有關(guān)，Cr-Al-Y是有效的高溫合金涂層，但對(duì)TiAl合金有較嚴(yán)重的基體反應(yīng)和熱膨脹系數(shù)差別，對(duì)TiAl不是很匹配。用Ti-Al-Cr(>8%~10%)涂層，可以得到連續(xù)的Al2O3保護(hù)層。第46頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四合金化及TiAl基合金發(fā)展

TiAl基合金的發(fā)展50年代初期，美國(guó)學(xué)者首先對(duì)Ti-50Al二元合金的性能進(jìn)行了研究，結(jié)果因?yàn)門iAl合金室溫塑性太差而放棄。十五年后，即1975－1982年，美國(guó)P&W實(shí)驗(yàn)室對(duì)近100種不同成分的TiAl合金加以研究，最后發(fā)現(xiàn)具有最佳性能的合金是：Ti-48Al-1V-0.3C(原子)，此即第一代TiAl合金，其室溫塑性可高達(dá)2％，但由于各種原因，TiAl基合金并未被作為工程合金而得到發(fā)展。直到80年代末，美國(guó)GE公司發(fā)展了第二代TiAl合金(Ti-48Al-2Cr-2Nb)并證明了其良好的綜合性能，才引起對(duì)TiAl基合金世界范圍的廣泛興趣。

第47頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四經(jīng)過大量研究發(fā)展，現(xiàn)已發(fā)展出第三代TiAl合金，見表15－9。第48頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四工程TiAl合金的力學(xué)性能(目前已進(jìn)入應(yīng)用狀態(tài)的鑄造合金的成分和性能水平)

第49頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四鑄造-TiAl合金的不同溫度拉伸性能

第50頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四合金元素對(duì)TiAl合金性能的影響

第51頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四我國(guó)TiAl合金的研制

變形TiAl-V-Cr合金

Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr

(1)

細(xì)小全層片組織(FFL)可全面提高力學(xué)性能首先將熱變形組織在合金共析線以下溫度充分再結(jié)晶為晶粒尺寸小于200m的等軸近組織，然后將其重新加熱到高于合金Ta點(diǎn)的溫度，使高溫/層片結(jié)構(gòu)在相基體上形成。第52頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四組織分析發(fā)現(xiàn)，面心正方結(jié)構(gòu)的相中四種取向的{111}面均可作為片狀相析出的慣習(xí)面，即相層片可在一個(gè)相晶粒內(nèi)多取向析出，使在單相區(qū)高溫下形成的/層片團(tuán)的尺寸小于相基體晶粒尺寸。這種在相對(duì)細(xì)小的相晶粒內(nèi)生成的尺寸更小的層片團(tuán)在冷卻過程中被保留下來，其中相原位有序化為2相，就形成了層片團(tuán)尺寸小于100m的FFL組織。第53頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四該合金FFL組織具有均衡的室溫拉伸性能和斷裂韌性(表15-12)。這種細(xì)化全層片組織的工藝對(duì)鈦鋁合金的實(shí)用具有重要意義。

第54頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四(2)微合金化改善熱加工性能

TiAl合金的高溫變形性能對(duì)熱加工溫度和變形速率均很敏感，熱加工窗口較小。試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，添加微量Mg(如0.007%)可顯著提高TiAl-V-Cr合金的熱加工性能，使其可熱加工工藝參數(shù)范圍明顯增大(圖15-74)。這里的可熱加工是指熱模擬試驗(yàn)中，熱壓試樣應(yīng)變達(dá)到80％后，在100倍光學(xué)顯微鏡下檢查表面無裂紋的工藝條件。

第55頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四(3)鑄造TiAl-V-Cr合金

經(jīng)高于Ta點(diǎn)均勻化處理(真空熱處理或HIP)，得到粗大全層片組織，經(jīng)多步熱處理(MHT)，可得到FFL組織。熱處理的第一步是在900℃或950℃至略高于合金共析線的溫度間循環(huán)熱處理，以在完整的層片結(jié)構(gòu)中引入大量層片間斷點(diǎn)。

第56頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四根據(jù)Ti-Al二元相圖可以推算，當(dāng)TiAl合金由900℃升溫到共析溫度或由共析溫度降溫至900℃，合金中將有約36％體積的2相發(fā)生溶解或析出相變。另一方面，在此溫度區(qū)間內(nèi)原本平直的層片會(huì)在表面能驅(qū)動(dòng)下發(fā)生形狀擾動(dòng)，進(jìn)而產(chǎn)生瑞利分解(圖15－77)。試驗(yàn)證明，在循環(huán)熱處理過程中存在的溶解、析出相變可以促使層片在更多位置上的失穩(wěn)擾動(dòng)達(dá)到瑞利分解的臨界值，增加層片形狀失穩(wěn)擾動(dòng)致層片間斷發(fā)生的普遍性和均勻性。第57頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四第二步熱處理是在略高于共析線溫度，如1150℃溫度，等溫處理。由于吉布斯－湯姆斯效應(yīng)(Gibbs-Thomsoneffect)，分布有間斷點(diǎn)的層片分段發(fā)生連續(xù)粗化，結(jié)果使粗大層片團(tuán)的層片組織分解并等軸化為晶粒尺寸較小的近組織(圖15－78)。

第58頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四熱處理的最后一步是在略高于合金Ta點(diǎn)溫度短時(shí)保溫后空冷下來，形成鑄造TiAl合金的FFL組織(圖15－79)

第59頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四鑄造TiAl-V-Cr合金的室溫塑性尚不能通過單一熱處理顯著提高，而需經(jīng)多步長(zhǎng)時(shí)熱處理才能得到明顯改善。

第60頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四高Nb的TiAl合金

高Nb的TiAl合金，已被國(guó)內(nèi)外承認(rèn)為發(fā)展高性能TiAl合金的首例，目標(biāo)是在800℃以上使用。高鈮TiAl合金可以在較低的溫度處理得到較細(xì)晶粒全板條組織。采取適當(dāng)?shù)臒崽幚淼玫絅G、DP、NFL和FL典型組織，各種組織的參數(shù)見表15－17。第61頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四圖中列出K5合金的數(shù)據(jù)作為參考?？梢钥闯?，高鈮合金化顯著提高了TiAl合金的屈服強(qiáng)度。

第62頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四TiAl-W-Si合金相變研究

Ti-47Al-2W-0.5Si蠕變行為和變形機(jī)理研制制備：鑄錠變形；鑄造；粉末冶金第63頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四Ti3Al及合金

Ti3Al合金的發(fā)展Ti3Al金屬間化合物與普通鈦合金相比，其密度相當(dāng)而使用溫度更高，因此引起人們很大的興趣和關(guān)注。從20世紀(jì)50年代開始，一些國(guó)家就開展了Ti3Al金屬間化合物的研究，但由于脆性問題遲遲未被突破，曾一度處于低潮。60年代，人們?cè)噲D通過Nb元素的添加去克服室溫脆性。直到70年代后期，第一個(gè)呈現(xiàn)一定室溫塑性的Ti3Al合金[Ti-24Al-11Nb,%(原子)]問世，使Ti3Al合金走出低谷。80年代初，在室溫和高溫強(qiáng)度等方面更具優(yōu)越性的超2合金[Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo,%(原子)]被發(fā)明。高壓壓氣機(jī)匣、高壓渦輪支承環(huán)等典型零件先后通過發(fā)動(dòng)機(jī)試車以及3.2t重量級(jí)鑄錠等產(chǎn)品的研制成功，標(biāo)志著Ti3Al合金的發(fā)展已進(jìn)入應(yīng)用研究階段。

第64頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四其后，包括中國(guó)、俄羅斯在內(nèi)的世界各國(guó)廣泛地開展Ti3Al合金的研究，并取得重要進(jìn)展。中國(guó)在強(qiáng)韌化機(jī)制、合金化、制造工藝、組織性能研究基礎(chǔ)上發(fā)展而成的TD2[Ti-24.5Al-10Nb-3V-1Mo,%(原子)]、TAC-1[Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo,%(原子)]合金都已進(jìn)入應(yīng)用研究階段，作為轉(zhuǎn)子零件的TD2合金的渦輪導(dǎo)風(fēng)板也成功地經(jīng)受了發(fā)動(dòng)機(jī)試車考驗(yàn)。利用TAC-1合金優(yōu)異的超塑性和良好的焊接性能，已制作成功宇航用渦輪體組件、衛(wèi)星波紋板以及姿態(tài)發(fā)動(dòng)機(jī)部件等多個(gè)試驗(yàn)件。80年代末和90年代，美國(guó)又在上述2相為基的合金研究基礎(chǔ)上，發(fā)展了以O(shè)相(Ti2AlNb)為基的合金，其中有代表性的合金有Ti-24.5Al-23.5Nb、Ti-22Al-27Nb等。第65頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四Ti3Al相的基本特性

Ti3Al具有DO19結(jié)構(gòu)，是-Ti結(jié)構(gòu)的有序結(jié)構(gòu)，亦稱2相。當(dāng)量成分Ti3Al的密度為4.2，而Ti3Al基合金的密度為4.1-4.7。Ti3Al基合金的楊氏模量在100－145GPa。楊氏模量對(duì)成分和結(jié)構(gòu)都比較敏感，其實(shí)測(cè)值的波動(dòng)范圍較大。過當(dāng)量成分Ti3Al(26Al)的測(cè)量值為149GPa，剪切模量為58GPa，泊松比為0.29。第66頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四Ti3Al的合金化和組織

最有效的強(qiáng)韌化元素是Nb，隨含Nb量增加，Ti3Al基合金的強(qiáng)度和塑性同時(shí)得到提高。因此，現(xiàn)代Ti3Al基合金都以Ti-(23-25)Al-(10-30)Nb為基礎(chǔ)成分，再進(jìn)一步合金強(qiáng)化。Nb顯著提高Ti3Al基合金塑性的機(jī)理尚不完全清楚，少量Nb是取代Ti的位置，并促進(jìn)更多滑移系開動(dòng)，因而有利于塑性，但此時(shí)只是略為提高塑性。當(dāng)Nb量較多時(shí)促進(jìn)相或有序的B2相析出，它將可能進(jìn)一步提高塑性。

第67頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四再增加Nb量，以致有O相析出，則進(jìn)一步改善強(qiáng)度和塑性。含Nb的Ti3Al基合金基本上有三種類型，Nb含量10％－12％的2合金或超2合金；Nb含量14％－17％時(shí)的2+兩相合金和高Nb量(23%-27%)的O相為基的多相合金。提高合金的含Al量也有利于提高強(qiáng)度,不同Al含量合金,具有網(wǎng)欄狀組織。在不同Al-Nb含量的Ti-Al-Nb基礎(chǔ)合金中加入其他穩(wěn)定元素(V、Mo等)可以進(jìn)一步提高強(qiáng)度，不同元素復(fù)合強(qiáng)化效果較好。第68頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四控制組織是得到最佳綜合性能的關(guān)鍵。Ti3Al基合金的熱處理顯微組織及性能與普通Ti合金有許多相似之處。只是Ti3Al因是有序結(jié)構(gòu)而更脆一些。2-Ti3Al基合金高溫進(jìn)入相區(qū)，冷卻下來可以得到不同的顯微組織。例如Ti-25Al-7.5Nb合金自高溫冷卻下來經(jīng)相轉(zhuǎn)變可以得到幾種不同組織：

等軸組織帶有較多的一次2相；魏氏組織基體及少量一次2相；粗大的全魏氏組織2相；細(xì)小的全魏氏組織2等。第69頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四熱機(jī)械過程(TMP)能更有效地控制顯微組織，包括晶粒的形狀與分布，一次2相的尺寸與數(shù)量，二次2片的形態(tài)及厚度(間距)等，一種是區(qū)熱機(jī)械加工(加工)，一種2＋相區(qū)熱機(jī)械加工(2+加工)，此種方法可以控制一次2相的數(shù)量及大小，魏氏組織2相一般較細(xì)小。調(diào)整一次2相的大小、數(shù)量、2相及相的比例和形態(tài)可以得到最佳的強(qiáng)度塑性配合，含有最少相的網(wǎng)欄狀2相組織蠕變性能最好，增加相有利于塑性但降低蠕變強(qiáng)度。第70頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四可以看出，B2相不利于蠕變強(qiáng)度，O相合金的蠕變強(qiáng)度比2相合金要好，22Al-27Nb(O+B2)和27Al-21Nb(O相)合金的蠕變速率比高溫合金IN718還低。目前，O相合金是發(fā)展的重點(diǎn)。圖13－10具有2＋B2、2、O＋2、O相組織的Ti3Al基合金的蠕變性能對(duì)比，圖中列出IN718高溫合金的數(shù)據(jù)作參考

第71頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四對(duì)于Ti-24/25Al-低Nb基合金系列，當(dāng)成分為25Al及約12%穩(wěn)定元素總量時(shí)蠕變強(qiáng)度最好。第72頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四用V、Mo合金化得到Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo合金(超2合金)具有極好的蠕變強(qiáng)度，尤其是得到固溶處理后的片狀團(tuán)(colonytype)組織后有最佳的蠕變強(qiáng)度。這個(gè)合金的蠕變速率應(yīng)力指數(shù)n隨溫度升高而下降，是一種攀移型蠕變和晶界滑動(dòng)蠕變的混合蠕變。隨溫度升高和應(yīng)力降低，晶界滑動(dòng)在混合蠕變中的貢獻(xiàn)更大。進(jìn)一步研究其蠕變性能認(rèn)為，還可以進(jìn)一步用Si、Zr提高蠕變強(qiáng)度。第73頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四增加Nb含量(原子分?jǐn)?shù))到17％為2＋O雙相合金，進(jìn)一步用Mo強(qiáng)化得到的Ti-25Al-17Nb-1Mo是2＋O雙相合金，并優(yōu)化兩相組織，可以使強(qiáng)度和塑性同時(shí)不斷提高。具有極高的蠕變強(qiáng)度，比Ti-25Al-17Nb合金和2＋兩相Ti3Al合金都好，而且其塑性也優(yōu)于Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo超2合金，但其塑性還不是很高。第74頁，共78頁，2023年，2月20日，星期四為此可以進(jìn)一步