论文部分内容阅读
本文对采用真空自耗+真空自耗凝壳复合工艺熔炼而成的名义成分为Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)(以下除特殊标注外，均为原子百分比)的铸锭，经过热等静压(HIP)处理和三次包套锻造后的高Nb-TiAl合金的超塑性进行了系统的研究。主要研究了变形温度在1100℃～1200℃、应变速率在1.2×10-3s-1～6.8×10-5s-1范围内高Nb-TiAl合金的超塑性变形行为。通过扫描电镜、电子背散射衍射等技术手段观察了超塑性变形前后显微组织演变，分析了变形过程中小角度晶界和大角度晶界的数量变化，探索了大尺寸晶粒高Nb-TiAl合金的变形机理。测试了该铸锭在经过热等静压处理、两次包套锻造和包套热轧之后合金的力学性能。主要研究成果如下：
(1)双态组织高Nb-TiAl合金超塑性变形的延伸率均超过120％，最大延伸率196.7％发生在1100℃、2×10-4s-1条件下。在不同温度和应变速率条件下应力应变敏感指数都超过0.3。平均热激活能为249.4KJ/mol。
(2)高Nb-TiAl合金超塑性变形后的显微组织对温度和变形速率比较敏感。在变形温度较高、应变速率较慢时，片层基本消失，晶粒明显长大，且保持等轴状、晶界圆弧化。在变形温度较低、应变速率较快时，片层依然大量存在，且片层和γ相晶粒延拉伸方向被拉长。
(3)双态组织高Nb-TiAl合金1200℃、6×10-4s-1发生超塑性变形的过程中，片层组织不断消失、晶粒长大。在发生超塑性变形的早期，不断产生新的小角度晶界，合金显微组织由双态组织变为近γ组织。在发生超塑性变形的后期，主要变形机制是晶界的滑动和迁移及晶粒的转动。晶粒长大且保持等轴状、晶界圆弧化。在断口附近的横截面处产生少量孔洞，而在断口附近的表面则产生大量的孔洞。
(4)铸锭经过热等静压处理、两次包套锻造和包套热轧之后，板材存在{100}＜010＞的再结晶立方织构。在815℃、2×10-4s-1，热轧后的板材延伸率达72.6％。在3×10-5s-1，室温延伸率达3.83％。热轧TiAl金合金板材在700℃和815℃之间发生脆韧性转变。