高Nb-TiAl合金具有高比強度、高溫抗氧化和抗蠕變等優(yōu)異性能,其板材得到了廣泛的應(yīng)用[1~4] TiAl合金板材在航天領(lǐng)域具有極大的應(yīng)用潛力[5~7] 包套熱軋技術(shù)是加工TiAl合金板材有效的方法之一 但是,TiAl合金的變形抗力較大、熱加工窗口較窄和表面拉應(yīng)力較大[8, 9],對其軋制比包套鍛造的難度更大 直接軋制用等離子束冷床爐熔煉的方坯[8],可制備尺寸為1000mm×70 mm×2 mm的Ti-45Al-8.5Nb-(W, B, Y)合金板材[10] 與用鑄錠冶金法制備TiAl板材的方法相比,該工藝流程更簡單,無需進行熱等靜壓+等溫鍛造/包套鍛造/等溫擠壓等工序,因為用等離子冷床爐熔煉的鑄錠層片晶團細小和氧含量較低 此外,還可用真空電弧熔煉Ti-44Al-6V-3Nb-0.3Y合金板材[11]和Ti-43Al-9V-0.3Y合金板材 但是軋制工藝不當使軋態(tài)Ti-44Al-6V-3Nb-0.3Y合金的組織粗化、屈服強度從620 MPa降低到485 MPa,斷后伸長率從0.95%提高到了1.35%

TiAl合金存在本征脆性、熱變形能力差、熱加工窗口窄、變形抗力大及層片晶團粗大等缺點,增加了板材的制備難度,必須嚴格控制變形工藝才能保證TiAl合金板材的完整成形 TiAl合金有本征脆性、熱變形能力差、熱加工窗口窄、變形抗力大及層片晶團粗大等缺點,增大了制備板材的難度,因此必須嚴格控制變形工藝才能實現(xiàn)TiAl合金板材的完整成形 因此,充分掌握TiAl合金的高溫變形行為極為重要,不僅能為實際的鍛造、軋制、擠壓等加工工藝參數(shù)的制定和優(yōu)化提供理論依據(jù)和實際指導,還能克服材料熱加工工藝制定中科學依據(jù)不足、經(jīng)驗性成分較多的弊端 鑒于此,有必要在實際的鍛造、軋制、擠壓等熱加工工藝的設(shè)計和實施之前,研究TiAl合金的高溫變形行為 熱模擬實驗方法,是一種常用的研究材料高溫塑性變形行為的方法 林均品課題組研究了Ti-45Al-(8-9)Nb-(W, B, Y)合金[12],陳玉勇課題組研究了Ti-43Al-9V-0.3Y合金[13]和Ti-43Al-2Cr-2Mn-0.2Y合金[14],劉詠課題組研究了Ti-45Al-7Nb-0.4W-0.15B合金[15]和Ti-43Al-4Nb-1.4W合金[16],Clemens課題組研究了Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B合金[17]等 根據(jù)熱加工圖制定合理的熱加工工藝并采用包套鍛造方法成功鍛造出TiAl合金鍛坯,其中包括孔凡濤制備的國內(nèi)最大的Ti-43Al-9V-Y合金鍛坯,最大尺寸達?500 mm×40 mm[13] 但是,這些熱模擬試驗大多用于指導TiAl合金的鍛造過程,用于指導后續(xù)熱加工工藝如軋制、擠壓或二次鍛造的研究較少 本文用特殊的大道次變形量方法制備大尺寸高Nb-TiAl合金板材,進行分步熱物理模擬實驗研究其等溫變形行為,并結(jié)合熱加工圖確定單次大變形量軋制研究其組織和力學性能

1 實驗方法

實驗用原材料為鍛態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金 由于原始層片晶團粗大,鍛態(tài)高Nb-TiAl合金中依然有粗大的層片晶團,平均層片晶團尺寸為120 μm,周圍分布著細小的等軸γ晶粒[18, 19]

從鍛坯上切取直徑8mm長度12 mm的熱模擬試樣,高度方向平行于鍛造方向 熱模擬兩種壓下量分別為25%和50%,應(yīng)變速率為0.01、0.1、0.25、0.5和0.75 s-1,壓縮結(jié)束后進行空冷 變形溫度分別為1050、1100、1150、1200和1250℃

高Nb-TiAl合金的軋制工藝為包套軋制,預(yù)軋坯料是20 mm厚表面光滑的鍛坯,包套材料為10 mm厚的304不銹鋼 軋制工藝參數(shù)為：初始溫度為1250℃、道次變形量為25%~30%、速度小于200 mm/s、每道次軋制后回爐保溫10~15 min、總壓下量為80%

用背散射模式觀察高Nb-TiAl合金的熱模擬斷面和軋制方向軋態(tài)合金的組織；用Tecnai G2 F30透射電子顯微鏡分析高Nb-TiAl合金的顯微組織 用雙噴方式制備透射電鏡樣品,電解液為60%(體積分數(shù))甲醇+34%(體積分數(shù))正丁醇+6%(體積分數(shù))高氯酸 這種電解液也用于制備SEM和EBSD試樣 用電子背散射衍射表征變形組織中晶粒的取向差、相組成、分布和晶粒尺寸

在Instron 5500R試驗機上進行板材的室溫拉伸實驗,應(yīng)變速率為2×10-4 s-1,試樣尺寸如圖1a所示 在Instron 5569拉伸機上進行高溫拉伸測試,測試溫度為800℃,到溫后保溫5 min,拉伸速率為5×10-4 s-1,試樣尺寸如圖1b所示 在高溫拉伸過程中在試樣表層涂一層抗氧化涂料

圖1



圖1室溫和高溫拉伸試樣

Fig.1Tensile specimens for room temperature (a) and high temperature (b) (unit: mm)

鍛態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金兩步等溫壓縮的實驗方法：對鍛態(tài)合金試樣進行一步應(yīng)變量為25%的等溫壓縮,試樣冷卻到室溫試樣的高度被壓縮到9mm 然后從壓縮試樣中切取直徑為6 mm長度為9mm的圓柱,按照第一步的方法再進行一步應(yīng)變量為33%的熱壓縮

2 結(jié)果和討論2.1 高Nb-TiAl合金等溫熱壓縮試樣的宏觀形貌

圖2給出了壓下量為50%的Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金等溫熱壓縮后試樣的宏觀形貌 可以看出,進行單次變形時需要變形溫度高于1100℃和應(yīng)變速率小于0.25 s-1 結(jié)合壓下量為12%、25%和50%時的加工圖[18],可以看出,當壓下量從50%降到25%再降到12%,合金的熱加工區(qū)間逐漸變寬,逐漸擴大到低溫和高應(yīng)變速率區(qū) 熱加工圖的變化說明,減小道次變形量有利于合金板材的成形 道次變形量降到12%時熱加工窗口已經(jīng)擴大到低溫和高應(yīng)變速率區(qū)(1150℃/0.75 s-1),但是能量耗散效率明顯低于高應(yīng)變量 這表明,采用低應(yīng)變量進行塑性變形,用于動態(tài)回復、動態(tài)再結(jié)晶、應(yīng)變誘發(fā)相變等組織演變的能量所占的比例較少,不利于細化組織 而且合金經(jīng)常在較低溫度和較高應(yīng)變速率下發(fā)生不均勻變形從而形成剪切帶,因此應(yīng)盡可能避免在低溫和高應(yīng)變速率區(qū)變形 這種合金在多道次軋制過程中不僅要考慮成形性,還要考慮變形條件下的能量耗散效率

圖2



圖2壓縮50%的Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金試樣的形貌

Fig.2Appearance of hot-compressed Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy samples after deformation of 50%

用包套軋制TiAl合金板材是一個降溫過程,要求道次軋制后溫度不能降低到失穩(wěn)區(qū) TiAl合金板材的制備,必須經(jīng)多道次軋制 但是多道次軋制又增大了板材開裂的風險,每道次軋制都可能發(fā)生溫降,工藝參數(shù)控制不當就會使板材開裂 隨著多道次軋制的進行尤其到軋制后期,TiAl合金坯料的溫降甚至超過了100℃[20],加大了板材后期開裂的風險 劉詠課題組用Deform-3D模擬了不同軋制工藝所需的最大加載和軋制過程板材開裂的可能性[9] 模擬結(jié)果表明,增加道次變形量使軋制所需的最大載荷增加,也使板材開裂的可能性提高 而減少道次變形量自我必須增加軋制道次,軋制后期TiAl合金板坯較大的溫降也使TiAl坯料開裂的可能性提高 因此,制定TiAl合金軋制工藝時必須綜合考慮道次變形量、變形溫度和應(yīng)變速率對TiAl合金板材成形性的影響

圖3給出了鍛態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金兩步等溫壓縮試樣的形貌 可以看出,采用一步壓縮應(yīng)變量為50%的變形時,壓縮試樣只在1150和1250℃、0.1 s-1的壓縮條件下沒有開裂 而當壓縮應(yīng)變量降低到25%時,在所有實驗條件下等溫壓縮件都沒有開裂 這表明,對于更難變形的高Nb-TiAl合金,降低壓縮應(yīng)變量可將其熱加工窗口擴大到低溫高應(yīng)變速率區(qū) 這個結(jié)果,與文獻[18]的熱加工圖結(jié)果一致 而在軋制的后期板坯厚度的降低在工藝參數(shù)不變的條件下也使軋制應(yīng)變速率提高,同樣增大板材開裂的可能性 因此需要確定Nb-TiAl合金變形的臨界應(yīng)變速率,綜合軋制應(yīng)變速率和熱加工圖 本文將0.5 s-1作為臨界應(yīng)變速率,此時的功率耗散率為0.35左右 由于在軋制過程出現(xiàn)溫降,將溫度提高100℃ 最終確定板材的軋制工藝為：應(yīng)變速率低于0.5 s-1、道次變形量前期應(yīng)不高于25%、變形溫度高于1150℃ 顯然,該條件不是Nb-TiAl合金成形的極限條件,降低應(yīng)變速率、減小變形量也會進一步擴大TiAl合金的熱加工窗口

圖3



圖3壓縮50%、25%和25%+33%的Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金試樣的形貌

Fig.3Appearance of hot-compressed Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy samples after deformation of 50%, 25% and 25%+33%

圖4給出了Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金50%和25%+33%壓縮變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線 可以看出,經(jīng)過一次應(yīng)變量為25%的熱壓縮變形后Nb-TiAl合金的峰值應(yīng)力明顯降低,而且第二次等溫壓縮比第一次等溫壓縮流變應(yīng)力的降低更加迅速 這種變化,隨著溫度的升高和應(yīng)變速率的降低更加明顯 這表明,經(jīng)過上一次等溫壓縮變形后Nb-TiAl合金組織中層片晶團的彎曲、扭折、粗化以及無序α相和γ相的回復、再結(jié)晶等軟化行為,使Nb-TiAl合金的變形能力提高 這與文獻[21]報道的鑄態(tài)Ti-43Al-9V-Y合金的激活能為492.22 kJ/mol在包套鍛態(tài)后降低到342.27 kJ/mol的結(jié)果一致,表明等溫壓縮變形后組織中等軸α晶粒和γ晶粒的增多、原始層片晶團的彎曲、體積分數(shù)的減少以及平均層片晶團尺寸的降低都有助于Nb-TiAl合金變形能力的改善 也表明,層片晶團周圍的等軸γ晶粒和α晶粒的變形能力遠高于層片晶團內(nèi)部α層片和γ層片的變形能力 因此,在軋制前需要對Nb-TiAl合金鑄錠進行鍛造或選用粉末冶金方法制備Nb-TiAl合金坯料,以保證Nb-TiAl合金變形前的組織中有足夠的等軸α晶粒和γ晶粒 Nb-TiAl合金板材的制備,是一個多道次軋制過程 以上分析表明,隨著軋制的進行Nb-TiAl合金的變形能力增強,有利于后續(xù)板材的軋制

圖4



圖4鍛態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金在不同變形條件下變形50%和25%+33%的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

Fig.4True stress-true strain curves of as-forged Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy after deformation of 50% and 25%+33% at (a) 1050℃, (b) 1150℃ and (c) 1250℃ within a strain rate of 0.1 and 0.5 s-1

圖5給出了Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金在1250℃/0.1 s-1,經(jīng)25%、25%+33%和50%變形量的等溫變形后的掃描電鏡照片 可以看出,經(jīng)25%變形后,組織中仍有一定量的層片晶團 由于在1250℃變形,變形前組織中的大量無序α相提高了Nb-TiAl合金的變形能力,使層片晶團周圍產(chǎn)生了大量的再結(jié)晶γ晶粒和等軸α晶粒[19] 而在1150℃變形,Nb-TiAl合金中的α2層片為有序相,其變形能力弱于在1250℃變形,使變形組織中殘余層片含量較高,再結(jié)晶比例較低 正是第一次變形過程中產(chǎn)生的細小γ晶粒和α2晶粒,使Nb-TiAl合金的變形能力提高 同時,層片晶團內(nèi)的層片已經(jīng)彎曲或扭折,具有較高的取向差 再次變形后這些α層片和γ層片會優(yōu)先分解,加速了層片晶團的分解,形成更加細小的晶粒,最終形成如圖5b所示的細小雙態(tài)組織 但是,25%的變形量和再次加熱使得到的平均晶粒尺寸大于如圖5c所示的經(jīng)一次50%壓縮變形后的顯微組織

圖5



圖5鍛態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金在1250℃/0.1 s-1條件下壓縮不同應(yīng)變量后的變形組織

Fig.5Microstructure of as-forged Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy deformed at 1250℃ with a strain rate of 0.1 s-1under engineering strain of (a) ε=25%, (b) ε=25%+33% and (c) ε=50%

圖6給出了用EBSD技術(shù)表征的在1200℃/0.1 s-1/50%應(yīng)變條件下的變形組織 可以看出,在高于Te溫度變形后初始組織中的α2相轉(zhuǎn)變?yōu)闊o序α相,使Nb-TiAl合金的變形能力提高 變形后的Nb-TiAl合金組織由大約65.7%γ相,30%α2相和4.3%β0相組成[18] 在變形過程中層片晶團內(nèi)的無序α層片變形,轉(zhuǎn)變?yōu)楦蛹毿〔贿B續(xù)的α晶粒,如圖6b中的長方形區(qū)域所示 可以看出,長方形區(qū)域內(nèi)的α2晶粒具有明顯的取向差 這表明,在1200℃、0.1 s-1條件下進行50%等溫壓縮,使組織中的無序α層片轉(zhuǎn)化為不連續(xù)的α晶粒,較高的冷卻速度使α層片直接有序化轉(zhuǎn)變?yōu)棣?晶粒而沒有析出γ層片 而層片晶團周圍的無序α晶粒則發(fā)生了徹底的變形,轉(zhuǎn)化為取向不同的α2晶粒,如圖6b中的橢圓區(qū)域所示 這些層片晶團周圍的α2晶粒,其特征是具有高角度晶界 從圖6a中黑色框內(nèi)α晶粒和γ晶粒沿各自密排面的取向可見,γ晶粒的(111)面平行于α晶粒的(0001)面,如圖6c所示 這表明,在1200℃的等溫壓縮促進了α晶粒向γ晶粒的轉(zhuǎn)變 同時,層片晶團周圍的γ晶粒發(fā)生了明顯的動態(tài)再結(jié)晶,如圖6d中橢圓形位置 另外,在粗大的γ晶粒內(nèi)還能觀察到一些具有低角度晶界(2°~15°)特征的亞晶粒,表明γ相的流動軟化行為與γ相的動態(tài)再結(jié)晶和回復有關(guān)

圖6



圖6鍛態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金在1200℃/0.1 s-1/50%條件下變形后的顯微組織

Fig.6Microstructure of as-forged Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy after hot deformation under the condition of 1200℃/0.1 s-1/50%. (a) map of phase[18], (b) orientation map inverse pole figure of α2 phase, (c) pole figure of α grain and γ grain in (a) and (d) orientation map of γ phase

2.2 高Nb-TiAl合金板材的組織和性能

本文作者前期的研究結(jié)果表明[18],在高應(yīng)變率條件下變形后,高密度位錯在相界面或晶界面的大量聚集導致應(yīng)力集中,容易引起軋制過程中板材開裂 結(jié)合前文對分步等溫壓縮結(jié)果的分析,本文嚴格控制軋制應(yīng)變速率低于0.5 s-1,前三道次的變形量控制在25%,隨后將應(yīng)變量提高到30%,Nb-TiAl合金經(jīng)5道次軋制后總變形量達到80% 軋制后將帶有包套的Nb-TiAl合金放入900℃的爐中保溫24 h后爐冷至室溫,將Nb-TiAl合金板材表面的不銹鋼包套去掉后板材的宏觀形貌,如圖7所示 可以看出,經(jīng)本文提出的特殊單次高變形量軋制,制備的Nb-TiAl合金板材表面質(zhì)量良好,無缺陷,尺寸為600 mm×85 mm×3 mm

圖7



圖7總變形量為80%的Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金板材的形貌

Fig.7Appearance of Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy sheet with a total reduction of 80%

從圖8可以看出,Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金板材的顯微組織由細小均勻的雙態(tài)組織構(gòu)成,平均晶粒尺寸小于5 μm 提高變形量有利于加速層片晶團的分解,促進高溫無序α相及γ相的再結(jié)晶,加速層片晶團轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉膶悠F和γ晶粒[18, 22] 當總變形量增大到本文的80%時,在顯微組織中已經(jīng)觀察不到殘余層片晶團,如圖8所示 本文制備的Nb-TiAl合金板材,主要是通過提高道次變形量和總變形量實現(xiàn)的 與圖5所示的等溫壓縮過程相比,在軋制過程中高溫組織中的無序α晶粒和α層片也發(fā)生了不連續(xù)再結(jié)晶 層片晶團內(nèi)的α層片轉(zhuǎn)變?yōu)棣辆Я?層片晶團周圍等軸的α晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)楦蛹毿〉摩辆Я?由于軋制過程中冷卻速度較低,等軸的α晶粒發(fā)生共析轉(zhuǎn)變生成了α2/γ層片晶團

圖8



圖8總變形量為80%的Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金板材的形貌

Fig.8Appearance of Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy sheet with a total reduction of 80% (a) low magnification and (b) high magnification

圖9給出了Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金顯微組織的TEM分析及相的衍射斑點 從圖9a可見典型的Nb-TiAl合金的雙態(tài)組織,主要由等軸的γ晶粒和α2/γ層片晶晶團組成 這部分γ晶粒內(nèi)幾乎不含高密度位錯區(qū),是完全動態(tài)再結(jié)晶晶粒 同時,在部分晶粒內(nèi)觀察到大量的位錯 這表明,再結(jié)晶γ晶粒受到應(yīng)力作用后在晶粒內(nèi)產(chǎn)生了大量位錯,這些位錯纏結(jié)并形成位錯網(wǎng)繼而形成亞結(jié)構(gòu) γ晶粒內(nèi)的高密度位錯或亞結(jié)構(gòu),有利于γ晶粒的形核和長大 隨著軋制的進行,這些有大量位錯或亞結(jié)構(gòu)的區(qū)域?qū)?yōu)先發(fā)生再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)棣镁Я22] 測量結(jié)果表明,新生成的層片晶團不僅層片晶團尺寸小,平均層片厚度也較小,僅約為52 nm 層片晶團內(nèi)的微觀結(jié)構(gòu)和衍射斑點,如圖9c和圖9d所示 圖9e和f給出了軋態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金中的γ孿晶和衍射斑點 在高Nb-TiAl合金中,Nb的加入降低了TiAl合金的層錯能 層錯能越低,越容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶,孿晶還為動態(tài)再結(jié)晶提供了理想的形核位置[23] 正是Nb的加入進一步降低了層錯能,促進了γ晶粒的動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生、實現(xiàn)了組織的細化

圖9



圖9軋態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金的TEM組織

Fig.9TEM analysis of the as-rolled Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy: (a) typical microstructure with γ grains and α2/γ lamellar colonies, (b) γ grains with high-density dislocations, (c) α2/γ lamellar structure, (d) diffraction pattern of α2/γ lamellar, (e) γ twins and substructure in γ grain, (f) diffraction pattern of γ twins

圖10給出了Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金沿軋制方向的室溫和800°C的拉伸性能曲線 可以看出,測得板材的室溫屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率分別為948、1084 MPa和0.94% 800℃時的抗拉強度高達758 MPa,斷后伸長率接近40% 與鍛態(tài)合金相比[24],本文研制的軋態(tài)合金的室溫抗拉強度和斷后伸長率都進一步提高,而塑性則從0.4%大幅提升到接近1% 拉伸性能提高的原因是,較大的總變形量和單道次變形量促進層片晶團轉(zhuǎn)變?yōu)楦蛹毿【鶆虻碾p態(tài)組織,提高了組織的均勻性

圖10



圖10軋態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金在軋制方向的室溫和800℃的拉伸性能

Fig. 10Tensile properties of as-rolled Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy at room temperture and 800℃ conducted along rolling direction

表1列出了本文用特殊的單次高變形量軋制的板材的性能與用其它方法制備的高Nb-TiAl合金室溫和高溫拉伸性能的對比 結(jié)果表明,與用粉末冶金方法制備的Ti-46Al-9Nb相比[25],室溫強度和高溫強度明顯提高,室溫抗拉強度提高了300 MPa以上,800℃的抗拉強度也提高了一倍以上 即使與細化效果最好的擠壓方式相比,室溫抗拉強度和斷后伸長率都高于擠壓態(tài)的Ti-45Al-10Nb合金[26] 與文獻報道的高Nb-TiAl合金相比,本文研制的高Nb-TiAl合金板材具有良好的室溫和高溫力學性能

Table 1

表1

表1Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金與幾種典型變形高Nb-TiAl合金拉伸性能的比較[8, 9, 24~28]

Table 1Tensile properties comparison of current Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy and several typical deformed high Nb containing TiAl alloys[8, 9, 24~28]

Alloy	Condition	Room temperature		800℃
		Rm/MPa	A/%	Rm/MPa	A/%
Ti-45Al-(8-9)Nb-(W, B, Y)	Forged, DP [27]	912	2.3	648	59
	Rolled, NG [8]	668	1.5	500	2
Ti-46Al-9Nb [25]	Rolled, near γ	754	2.5	380	78
Ti-43Al-6Nb-1B [28]	Forged	975	0.8	790	40
	Forged, FL	860	1.0	755	32
Ti-44Al-8Nb-(W, B, Y) [24]	Forged	930	0.4	740	7
Ti-45Al-10Nb[26]	Extruded, DP	1069	0.78	834a	5.4
Ti-45Al-7Nb-0.3W[9]	Rolled, near γ	≈815	-	≈715	-
Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y	Rolled, DP	1084	0.98	758	≈58

Note: a–testing temperature was 700℃; A–plasticity



根據(jù)上述對顯微組織和室溫拉伸性能的分析,軋態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金拉伸性能提高的原因是：1)本文實驗用Nb-TiAl合金的Al含量有所降低,降低Al含量有利于提高組織中α2相含量并減少層片間距 新生成的晶團其平均層片厚度僅約為52 nm 提高α2相的含量和減少層片間距,有利于提高TiAl合金的強度[11] 2)多道次大變形軋制后原始粗大的層片晶團轉(zhuǎn)化為大量的再結(jié)晶γ晶粒和細小層片晶團,并且殘余層片晶團的含量降低和尺寸明顯減少 隨著道次變形量和總變形量的增加,軋態(tài)組織中新形成的細小層片晶團比例逐漸提高 本文的多道次大變形量使粗大的層片晶團轉(zhuǎn)變?yōu)槠骄Я３叽缧∮? μm的雙態(tài)組織,這種細小均勻的雙態(tài)組織有利于提高Nb-TiAl合金拉伸性能 細化晶粒尺寸和提高細小層片晶團含量,有利于提高Nb-TiAl合金拉伸強度[11, 29] 3)高密度位錯、大量的亞結(jié)構(gòu)、晶界和孿晶界(圖9)也有利于提高拉伸強度 總之,軋態(tài)Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金拉伸性能的提高,應(yīng)該歸結(jié)于細小的層片晶團和大量的再結(jié)晶晶粒

3 結(jié)論

(1) 鍛態(tài)高Nb-TiAl合金的最優(yōu)軋制工藝為：應(yīng)變速率低于0.5 s-1、道次變形量前期不高于25%、變形溫度不低于1150℃ 鍛態(tài)高Nb-TiAl合金分步熱壓縮變形后的組織中,層片晶團體積分數(shù)和尺寸的降低以及等軸γ晶粒和α2晶粒含量的提高有利于改善Nb-TiAl合金的變形能力 即隨著軋制的進行Nb-TiAl合金的變形能力增強,有利于后續(xù)板材的軋制

(2) 采用本文提出的特殊單次高變形量軋制,可制備表面質(zhì)量良好、無缺陷的高Nb-TiAl合金板材,尺寸為600mm×85 mm×3 mm 經(jīng)5道次大變形量軋制后,粗大的層片晶團已轉(zhuǎn)變?yōu)槠骄Я３叽缧∮? μm的雙態(tài)組織,且新生成晶團的平均層片厚度僅約為52 nm

(3) 高Nb-TiAl合金板材具有優(yōu)異的力學性能,其室溫屈服強度、抗拉強度和塑性分別為948、1084MPa和0.94%,800℃的抗拉強度達到758 MPa

參考文獻

View Option 原文順序文獻年度倒序文中引用次數(shù)倒序被引期刊影響因子

[1]

Chen G, Peng Y B, Zheng G, et al.

Polysynthetic twinned TiAl single crystals for high-temperature applications

[J]. Nat. Mater., 2016, 15: 876

DOIURL [本文引用: 1]

[2]

Niu H Z, Chen X J, Chen Y F, et al.

Microstructural stability, phase transformation and mechanical properties of a fully-lamellar microstructure of a Mo-modified high-Nbγ-TiAl alloy

[J]. Mat. Sci. Eng., 2020, 784A: 139313

[3]

Song L, Appel F, Wang L, et al.

New insights into high-temperature deformation and phase transformation mechanisms of lamellar structures in high Nb-containing TiAl alloys

[J]. Acta. Mater., 2020, 186: 575

DOIURL

[4]

Ren G D, Dai C R, Mei W, et al.

Formation and temporal evolution of modulated structure in high Nb-containing lamellar γ-TiAl alloy

[J]. Acta. Mater., 2019, 165: 215

DOIURL [本文引用: 1]

[5]

Li T R, Liu G H, Xu M, et al.

High temperature deformation and control of homogeneous microstructure during hot pack rolling of Ti-44Al-5Nb-(Mo, V, B) alloys: the impact on mechanical properties

[J]. Mater. Sci. Eng., 2019, 751A: 1

[本文引用: 1]

[6]

Das G, Kestler H, Clemens H, et al.

Sheet gamma TiAl: status and opportunities

[J]. JOM, 2004, 56(11): 42

[7]

Loria E A.

Gamma titanium aluminides as prospective structural materials

[J]. Intermetallics, 2000, 8: 1339

DOIURL [本文引用: 1]

[8]

Shen Z Z, Lin J P, Liang Y F, et al.

A novel hot pack rolling of high Nb-TiAl sheet from cast ingot

[J]. Intermetallics, 2015, 67: 19

DOIURL [本文引用: 5]

[9]

Liu Y, Liang X P, Liu B, et al.

Investigations on processing powder metallurgical high-Nb TiAl alloy sheets

[J]. Intermetallics, 2014, 55: 80

DOIURL [本文引用: 5]

[10]

Shen Z Z.

The investigation of manufacturing, microstructure, properties of high Nb-TiAl alloy sheet

[D].

Beijing:

University of Science and Technology Beijing, 2016: 69

[本文引用: 1]

沈正章.

高Nb-TiAl合金板材制備及組織性能研究

[D].

北京:

北京科技大學, 2016: 69

[本文引用: 1]

[11]

Niu H Z, Kong F T, Xiao S L, et al.

Effect of pack rolling on microstructures and tensile properties of as-forged Ti-44Al-6V-3Nb-0.3Y alloy

[J]. Intermetallics, 2012, 21: 97

DOIURL [本文引用: 3]

[12]

Xu X J, Lin J P, Wang Y L, et al.

Deformability and microstructure transformation of pilot ingot of Ti-45Al-(8-9)Nb-(W, B, Y) alloy

[J]. Mater. Sci. Eng., 2006, 416A: 98

[本文引用: 1]

[13]

Su Y J, Kong F T, Chen Y Y, et al.

Microstructure and mechanical properties of large size Ti-43Al-9V-0.2Y alloy pancake produced by pack-forging

[J]. Intermetallics, 2013, 34: 29

DOIURL [本文引用: 2]

[14]

Cui N, Kong F T, Wang X P, et al.

Microstructural evolution, hot workability, and mechanical properties of Ti-43Al-2Cr-2Mn-0.2Y alloy

[J]. Mater. Design, 2016, 89: 1020

[本文引用: 1]

[15]

Liu B, Liu Y, Li Y P, et al.

Thermomechanical characterization of β-stabilized Ti-45Al-7Nb-0.4W-0.15B alloy

[J]. Intermetallics, 2011, 19: 1184

DOIURL [本文引用: 1]

[16]

Wang Y, Liu Y, Yang G Y, et al.

Hot deformation behaviors of β phase containing Ti-43Al-4Nb-1.4W-based alloy

[J]. Mater. Sci. Eng., 2013, 577A: 210

[本文引用: 1]

[17]

Schwaighofer E, Clemens H, Lindemann J, et al.

Hot-working behavior of an advanced intermetallic multi-phase γ-TiAl based alloy

[J]. Mater. Sci. Eng., 2014, 614A: 297

[本文引用: 1]

[18]

Zhou H T, Kong F T, Wang X P, et al.

Hot deformation behavior and microstructural evolution of as-forged Ti-44Al-8Nb-(W, B, Y) alloy with nearly lamellar microstructure

[J]. Intermetallics, 2017, 81: 62

DOIURL [本文引用: 7]

[19]

Zhou H T, Kong F T, Wang X P, et al.

High strength in high Nb containing TiAl alloy sheet with fine duplex microstructure produced by hot pack rolling

[J]. J. Alloys Compd., 2017, 695: 3495

DOIURL [本文引用: 2]

[20]

Semiatin S L, Seetharaman V.

Deformation and microstructure development during hot-pack rolling of a near-gamma titanium aluminide alloy

[J]. Metall. Mater. Trans., 1995, 26A: 371

[本文引用: 1]

[21]

Kong F T, Cui N, Chen Y Y, et al.

Characterization of hot deformation behavior of as-forged TiAl alloy

[J]. Intermetallics, 2014, 55: 66

DOIURL [本文引用: 1]

[22]

Zhou H T, Kong F T, Wu K, et al.

Hot pack rolling nearly lamellar Ti-44Al-8Nb-(W, B, Y) alloy with different rolling reductions: lamellar colonies evolution and tensile properties

[J]. Mater. Design, 2017, 121: 202

[本文引用: 2]

[23]

Zong Y Y, Wen D S, Liu Z Y, et al.

γ-Phase transformation, dynamic recrystallization and texture of a forged TiAl-based alloy based on plane strain compression at elevated temperature

[J]. Mater. Design, 2016, 91: 321

[本文引用: 1]

[24]

Zhang S Z, Zhang C J, Du Z X, et al.

Microstructure and tensile properties of hot fogred high Nb containing TiAl based alloy with initial near lamellar microstructure

[J]. Mater. Sci. Eng., 2015, 642A: 16

[本文引用: 4]

[25]

Gerling R, Bartels A, Clemens H, et al.

Structural characterization and tensile properties of a high niobium containing gamma TiAl sheet obtained by powder metallurgical processing

[J]. Intermetallics, 2004, 12: 275

DOIURL [本文引用: 2]

[26]

Appel F, Brossmann U, Christoph U, et al.

Recent progress in the development of gamma titanium aluminide alloys

[J]. Adv. Eng. Mater., 2000, 2: 699

DOIURL [本文引用: 2]

[27]

Xu X J, Lin J P, Wang Y L, et al.

Effect of forging on microstructure and tensile properties of Ti-45Al-(8-9)Nb-(W, B, Y) alloy

[J]. J. Alloys Compd., 2006, 414: 175

DOIURL [本文引用: 1]

[28]

Niu H Z, Chen Y Y, Kong F T, et al.

Microstructure evolution, hot deformation behavior and mechanical properties of Ti-43Al-6Nb-1B alloy

[J]. Intermetallics, 2012, 31: 249

DOIURL [本文引用: 3]

[29]

Cao G X, Fu L F, Lin J G, et al.

The relationships of microstructure and properties of a fully lamellar TiAl alloy

[J]. Intermetallics, 2000, 8: 647

DOIURL [本文引用: 1]

Polysynthetic twinned TiAl single crystals for high-temperature applications

1

2016