论文部分内容阅读
高Nb-TiAl合金具有优异的高温抗氧化性能、高温极限强度及抗蠕变性能,能够作为900℃以上应用的高温结构材料。但是,Nb元素等β相稳定元素的添加会造成合金凝固组织中形成粗大柱状晶及严重的β偏析,不均匀的组织导致合金的力学性能不稳定、室温塑性及断裂韧性不足。因此制备出具有均匀细小组织及优异综合力学性能的高Nb-TiAl合金为目前研究热点。本文通过在高Nb-TiAl合金熔炼过程中添加B、C元素以改善合金组织、力学性能及高温变形能力,并对合金热变形过程中组织演化机理、动态再结晶行为以及合金热变形后的力学性能、强韧化机理等方面进行了详细研究。研究了不同含量B、C元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金凝固组织及室温力学性能的影响。结果表明,随着B、C元素含量增加,组织中粗大柱状晶转化为细小等轴晶,Al元素及β偏析有所改善。当B元素含量增至1.0at.%,合金组织的平均晶粒尺寸由584.94μm细化至32.54μm,条带状TiB相在晶界聚集析出,合金的室温极限抗拉强度（UTS）由479.69MPa增强至681.32MPa,室温断裂载荷由78.58MPa升高至108.01MPa。随着C元素含量增至1.0at.%,平均层片团尺寸由584.94μm减小至30.00μm,大尺寸Ti3AlC相弥散析出,合金的室温UTS由479.69MPa提高至730.11MPa,室温伸长率由0.19%增至0.51%,室温断裂载荷由78.58MPa增强至107.71MPa。其中B、C元素造成的大程度成分过冷及异质形核作用为组织细化的主要机理;细晶强化及第二相强化共同造成合金室温强度显著提高;TiB及Ti3AlC相增大裂纹扩展抗力,提高合金断裂载荷。对含有不同含量B、C元素的Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金在800℃、850℃及900℃的高温力学性能进行了研究。结果表明,B元素提高合金的韧脆转变温度至850-900℃,当B元素含量为1.0at.%时,合金800℃的极限抗拉强度由534.85MPa增至656.12MPa,850℃的UTS由507.36MPa增至642.43MPa,900℃的UTS由379.91MPa增至508.44MPa。随着C元素含量增至1.0at.%,合金在800℃、850℃及900℃的UTS分别升高至756.14MPa、724.38MPa及585.62MPa,其中0.5at.%C元素能够同时提高合金的高温极限强度及伸长率。随着B、C元素添加,细化的（α2+γ）层片团及组织中析出的大尺寸TiB相或Ti3AlC相会提高位错塞积的数量及能量上限以强化合金。而位错及孪晶能够在合金的基体相中持续运动,以协调合金的高温塑性变形。研究了B、C元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金在不同条件下流变应力曲线、动态再结晶临界模型、热加工图及热变形行为、组织演变的影响。结果表明,B、C元素会减小合金在高温（≥1200℃）、低应变速率下(0.001s-1及0.01s-1)的峰值应力,降低动态再结晶发生的临界应变,加快1250℃时γ→α相转变,促进无序A3结构的α相形成,减弱合金热加工中开裂及失稳倾向,从而扩大热加工图的稳定区域。组织细化导致含高密度位错的层片团边界增加,TiB相、Ti3AlC相会引起位错塞积,作为形核质点促进动态再结晶晶粒形核。随着B元素含量增至1.0at.%,合金的热变形激活能升至669.46kJ/mol,合金热加工失稳区缩小并向较高(>0.1s-1)或较低(<0.005s-1)应变速率区域移动。C元素提高合金的热变形激活能至695.88 kJ/mol,使其热加工失稳区向低应变速率区域移动。根据Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-（B/C）合金的热加工图优化了热加工工艺参数,采用包套锻造对合金铸锭进行热机械加工,获得了具有优异组织及力学性能的合金锻饼,研究了B、C元素对锻态合金力学性能的影响。结果表明,通过多步锻造,Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-（B/C）合金组织得到了有效细化,显著提高了合金的强度。锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金中平均晶粒尺寸细化至12.63μm,室温及800℃的极限抗拉强度增高至645.65MPa及676.05MPa。锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.6B合金中平均晶粒尺寸减小为10.32μm,破碎后弥散分布的TiB相通过界面钉扎及第二相强化的协同作用将该合金的室温及800°C的UTS提高至843.51MPa及729.00MPa。锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.5C合金的平均晶粒尺寸细化至18.37μm,组织中平均直径不超过5μm的动态再结晶晶粒及弥散的Ti3AlC相在增加位错塞积的同时能够有效钉扎组织界面,从而提高该合金室温及800℃的UTS至725.18MPa及739.12MPa。