TiAl合金蠕變機制的初步探討

1、江蘇科技大學本科畢業(yè)設計（論文）江蘇科技大學本 科 畢 業(yè) 論 文學 院 材料科學與工程學院 專 業(yè) 金屬材料工程 學生姓名 班級學號 指導教師 二零一三年六月TiAl合金蠕變機制的初步探討TiAl alloy creep mechanisms preliminary study摘 要TiAl基合金是一種新興的金屬化合物結構材料，其密度低，具有高的比強度和比彈性模量，在高溫時仍可以保持足夠高的強度和剛度，同時它還具有良好的抗蠕變及抗氧化能力等等，這使其成為航天、航空及汽車用發(fā)動機耐熱結構件極具競爭力的材料。本文介紹了TiAl合金的成份組成和它的發(fā)展與應用研究，介紹了幾種制備加工工藝，最后對Ti

2、Al合金經(jīng)熱處理后的蠕變實驗進行了系統(tǒng)研究，研究了不同應力對TiAl合金蠕變性能的影響，針對不同條件下合金中可能發(fā)生的蠕變機制進行了探索和討論。研究結果表明：鈦鋁合金，在760，100h，200 MPa范圍內(nèi)的抗蠕變性能較高，其低應力水平下的蠕變性能與KS合金相當，而在200 MPa應力水平附近的最小蠕變速率比47XD低4 到7倍。鈦鋁合金經(jīng)不同溫度并時效處理后可以看出。在合金的組織、強韌性、蠕變性能和抗氧化性等綜合性能經(jīng)不同溫度并時效后。在溫度循環(huán)和異加應力條件下的結構組織是不一樣的。有的會產(chǎn)生裂紋，裂紋的形成原因更多地應歸因于熱致應力的產(chǎn)生。此外，冷速過快導致也可能導致裂紋的形成。關鍵詞：

3、TiAl合金、成份組成及應用、蠕變性能、溫度、應力AbstractTiAl based alloy of the metal compound is a new structural material, its low density, high specific strength and specific modulus，it can be maintained at a high temperature is still sufficiently high strength and rigidity, but it also has good resistance to creep and

4、 oxidation resistance, etc. This makes it the aerospace, aviation and automotive engine heat very competitive structure of the material. This article describes the composition of TiAl alloy composition and its development and applied research, introduces several preparation process, the last of TiAl

5、 alloy after heat treatment carried out a systematic study of creep experiments to study the effects of stress on creep properties of TiAl alloy effects, for the different conditions that may occur in the alloy creep mechanism of exploration and discussion.Research results show that:Titanium alloy,

6、at 760 ,100h,200 MPa within the scope of the creep resistance is high, the low levels of stress and creep properties like KS alloy, while in the 200MPa stress level near the minimum creep rate is lower than that of 47XD 4 to 7 times.Titanium aluminum alloys with different temperature and aging treat

7、ment can be seen in the microstructure, toughness, creep resistance and oxidation resistance performance under different temperature and aging. In temperature cycle and different stresses under conditions of structural organization is not the same.Some will crack, crack formation reason should be at

8、tributed to the thermally induced stress generation. In addition, the fast cooling speed lead may also lead to the formation of crack.Key words:TiAl alloy，Ingredient composition and application，creep，temperature，strain第一章 緒論11引言金屬間化合物簡稱IMC，是指金屬與金屬、金屬與類金屬間形成的化合物。首次提出該詞的是一位英國冶金學家，從此以后才開始把這類化合物從正?；衔镏袇^(qū)

9、分出來。一般金屬材料都是以相圖中端際固溶體為基體，而金屬間化合物材料則以相圖中間部分的有序金屬間化合物為基體。金屬間化合物可以具有特定的組成成分，也可以在一定范圍內(nèi)變化，從而形成以化合物為基體的固溶體。因此，與傳統(tǒng)的金屬材料相比，這是一種完全不同的新材料。1.1.1 TiAl合金的概述 TiAl系金屬間化合物是常用的一種金屬間化合物，其中TiAl基金屬間化合物是該系列中前景最為廣闊的一種。TiAl基合金因具有優(yōu)良的高溫性能和較低的密度而成為世界上目前研究得最為熱門的高溫結構材料之一。其性能與顯微組織密切相關, 其中粗大的全層狀組織(FT)具有優(yōu)良的高溫抗蠕變性能和較高的斷裂韌性, 但其室溫延性

10、低；細小的雙態(tài)組織具有優(yōu)良的室溫延性, 但其高溫抗蠕變性能和斷裂韌性低。正是由于高溫蠕變性能好和密度低，TiAl基合金可在900左右長期使用，在超聲波及高超聲速飛行器領域具有良好的發(fā)展前景，但它在脆性和熱穩(wěn)定性等方面具有的負面因素另外，由于其使用在超耐熱鈦合金的溫度范圍內(nèi)表現(xiàn)出高的比強度和高比剛度，有望被用作飛機發(fā)動機和機身材料以及汽車的氣門搖臂等材料。然而，TiAl基合金屬于極難加工材料，通常在700以下范圍內(nèi)，其塑性極差，伸長率僅有23,無法進行塑性加工，在大與1100高溫下，雖然塑性有所改變，但變形抗力仍然很大，其流動應力高達200MPa，且要求變形時保持相當?shù)偷膽兟剩ǎ?，因而很難對其

11、進行塑性加工。室溫塑性低、熱塑性變形能力差和在850以上抗氧化能力不足這三大缺陷是TiAl基合金實用化的主要障礙。但是因其應用領域寬廣，不管是在航空、航天，還是在軍工、民用等，TiAl基合金作為輕質耐熱結構材料一直備受關注，其研究前景一直被眾多學者看好。1.1.2 TiAl合金的發(fā)展史Ti-Al系金屬間化合物是目前研究得較多的合金系，國內(nèi)外已經(jīng)進行了大量的研究。早在20世紀5060年代，蘇美等國就將TiAl系金屬間化合物作為樂于研究的對象，當時的McAndrew和Kessler發(fā)現(xiàn)二元TiAl鑄造合金的抗氧化性能和高溫性能良好1。但是，由于當時發(fā)現(xiàn)TiAl合金室溫塑性和斷裂韌性太低，最終他們放

12、棄了研究。后來很長一段時間內(nèi)TiAl合金的研究進展地非常緩慢，直到70年代后期，結合合金化技術粉末冶金方法被應用到TiAl合金的制備，為該研究工作帶來了新的希望。Ti-A1系金屬間化合物重新得到了人們的重視，TiAl合金進入了新的發(fā)展時期2，現(xiàn)在已經(jīng)有部分TiAl合金進入實用化階段。 自1980年以來，TiAl合金的成分越來越復雜，合金化強度越來越高YWKimDMDimiduk根據(jù)此類合金的成分變化及力學性能改善等特征對這些合金做了分類，大致分成3代3(見表1-1)。 第一代TiAl合金的代表是由美國P&W公司的MBlackburn等人于1975-1982年間研發(fā)的Ti-48A11V-

13、03C(at)合金，其室溫塑性可高達2，但其綜合性能還不能滿足航空發(fā)動機零部件的性能要求，因而只停留在了實驗室研究階段。美國空軍和GE公司共同開發(fā)的Ti-48A1-2Cr-2Nb鑄造合金是最具有代表性的第二代TiAI合金。該合金的室溫延展性、強度和耐氧化性比Ti一48A1-1V-0.3C更好，也有一些用于測試安裝在發(fā)動機上。此外， Howmet公司于1990年開始開發(fā)的兩種XD鑄造合金：Ti-4547Al-2Mn-2Nb-08volTiB2在第二代合金中也較為著名。第二代TiAl合金在760時的大多數(shù)高溫性能(剛度、高溫強度、蠕變抗力、抗氧化性、耐腐蝕性等)按密度比均優(yōu)于或相當于鎳基高溫合金4

14、。已開發(fā)的第二代TiAl合金與第三代TiAl合金的本質區(qū)別在于合金元素在第二代TiAl合金中只提供原始的固溶強化效果，而不是明顯地影響相圖，生成新相，進而優(yōu)化組織。表1-1TiAl合金的發(fā)展Table1-1 the development of TiAl alloysTiAl合金根據(jù)砧含量的高低可分為單相合金(含Al49at)和2+雙相合金(含A1<49at)，而2+雙相合金按組織形態(tài)又可以分為4類：全板條組織(Fully LameUar，簡稱FL)，這種板條結構是由一片或者數(shù)片板條夾帶著單一的2板條平行排列構成的；近板條組織(Near Lamellar，簡稱NL)，由較大的2+板條晶團

15、及較細的/2等軸晶混合組成；近組織(Near Gamma，簡稱NG)，主要由等軸晶組成；雙態(tài)組織(Duplex，簡稱DP)，為較細小的2+板條晶團和細小的2+等軸晶的混合組織。TiAI合金有應用價值的是2+雙相合金，其成分范圍為Ti-(44-49)Al(at)5，含有少量的2相的雙相合金的機械性能明顯的優(yōu)于單相合金。1.1.3 TiAl合金的應用研究 TiAI金屬間化臺物具有比其它金屬間化臺物更明顯的優(yōu)點，它的比重更低，但具有更高的彈性模量、有序轉變溫度、蠕變極限和抗氧化極限，是一種理想的被用于航空航天和汽車工業(yè)的輕質高溫結構材料，有望替代現(xiàn)有的Ni基高溫合金6。與Ni基高溫合金相比，TiAl

16、基合金可使燃燒室及高溫蒙皮結構使用溫度大大增加，還可使噴氣發(fā)動機推重比提高50以上7,8。表1-2Ti合金、TiAl合金和Ni基高溫合金力學性能的比較comparisons of mechanical properties among Ti alloys,TiAl and Ni superalloy表12列舉了鈦合金、Ti3A1合金、TiAl合金和Ni基高溫合金的性能，從表中可以看出，TiAl合金不僅具有良好的耐高溫、抗氧化性能，而且彈性模量、抗蠕變性能也比Ti合金好得多，甚至優(yōu)于Ti3Al合金而與Ni基高溫合金性能相當，但密度卻不到Ni基合金的一半。與其它的合金系相比，TiAl基合金即使在較

17、高的溫度環(huán)境中依然能夠保持很好的力學性能，明顯優(yōu)于其它合金系。綜合來講，TiAl基合金的主要應用優(yōu)勢在于9（1）TiAl合金在600-750下具有良好的抗蠕變性能，使其可能替代某些Ni基高溫臺盒部件(而重量減輕一半)；（2）TiAl合金的比剛性比航空發(fā)動機中使用的其他常用結構材料要高50，高的比剛性有利于要求低間隙的部件如箱體、構件及支撐件等，同時可以將噪聲震動調(diào)整到高頻率而提升葉片等部件的壽命；（3） TiAl合金阻燃性能良好，可替換一些昂貴的阻燃Ti合金。由于TiAI合金的這些優(yōu)勢，在航空航天未來發(fā)動機用材中，它得到了高度的重視，據(jù)美國航空航天局預測，在2020年TiAl合金的用量可能約占

18、發(fā)動機用材重量的l510。隨著深入的研究，TiAl合金作為一種很有前途的高溫結構材料在軍用和民用領域的應用逐漸擴大。在飛機和汽車發(fā)動機中部期待著TiAl合金的實用化，以降低油耗，減少排放11。美國和日本的汽車公司正在調(diào)查TiAl合金在汽車發(fā)動機排氣門上的應用，以提高發(fā)動機效率，減少廢氣排放量：俄羅斯研究所用TiAl合金制成發(fā)動機活塞蓋，重量不僅降低了15，發(fā)動機功率還提高了20-30。根據(jù)先前報道，TiAl合金可應用于渦輪發(fā)動機葉片12,13、渦輪增壓器14、汽車閥門15、壓氣機部件等。早在1993年和1994年，美國GE發(fā)動機公司已經(jīng)開始將Howant公司鑄造的共98片Ti一47A1-2Cr

19、-2Nb合金低壓氣機葉片裝在CE6-80C2發(fā)動機上做1500個模擬飛行周次的考核，結果TiAl合金葉片完整無損，被喻為T瑚合金發(fā)展史上的一個里程碑。1996年又有NASA的“ATTP” 計劃，制作GE90發(fā)動機5級和6級低壓氣機葉片。工作包括葉片設計及設計數(shù)據(jù)，近終形葉片制備工藝發(fā)展和實際考核，取代原來的Rene77葉片，降低重量80kg，制作出來的葉片在壓氣機葉片臺架試車取得良好的結果。同時，TiAl合金作為機匣、渦輪盤、支撐架、導梁等應用的試驗也逐步展開。使用TiAl合金制作汽車發(fā)動機的進排氣閥門，可以減輕閥門的重量，降低閥門動作慣性，從而提高發(fā)動機性能，還可以減少廢氣排放，減少磨擦和降

20、低噪聲，節(jié)省燃油8左右，具有較大的社會經(jīng)濟潛力16,17,18。與汽車上常用的高溫結構材料比較，TiAl合金的室溫和高溫比強度及高溫高周疲勞壽命優(yōu)于汽車上常用的奧氏體耐熱鋼和鍛造鎳基合金，而蠕變強度與鑄造鎳基合金相當，其熱周疲勞壽命優(yōu)于304奧氏體不銹鋼19，因此，TiAl合金對于汽車工業(yè)具有較大的吸引力。目前General公司、Volvo、Ford汽車公司及日本的Nissan汽車公司均已成功地進行了TiAl合金汽車發(fā)動機閥門的試車運行。TiAl合金在汽車上的另一應用是制作渦輪增壓的渦輪機轉子，轉子重量的降低減少了增壓滯后現(xiàn)象的發(fā)生，有利用汽車發(fā)動機加速器的反應能力，以及減少柴油發(fā)動機所排出氣

21、體中的粒子數(shù)量。汽車發(fā)動機進排氣閥門及渦輪機轉子屬于民用產(chǎn)品，不僅要求有優(yōu)異的性能，而且還要求有低廉的成本，這就要求在保證性能的前提下，盡量降低生產(chǎn)成本。TiAl合金的彈性模量高，絕熱性能接近陶瓷，而熱膨脹系數(shù)與金屬材料接近，作為良好的絕熱貼面材料與普通金屬材料基體部件復合物理相容性好。TiAl合金作為工具涂鍍靶材用在高速切削鈦合金、高溫合金及其他復合材料時，工具性能成倍提高。TiAl合金在實際應用中仍然存在問題，如室溫脆性、難以形變加工及850以上的抗氧化性不足等，這些問題阻礙著TiAl合金在應用上的推廣。當前，已有的研究工作大都圍繞著如何克服上述缺陷來展開，通過顯微組織的控制和采用先進的加

22、工工藝(如粉末冶金、機械合金化、定向凝固、熱機械處理等)使該化合物室溫性能有了較大改善。TiAl合金的力學性能對成分和顯微組織極為敏感，對TiAl金屬間化合物的研究主要集中在通過合金化和顯微組織的控制，研究其變形斷裂行為，以改善其低塑性、低斷裂韌性和低高溫強度。近年來，發(fā)展TiAl合金，主要有以下趨勢：一是研究發(fā)展熔點更高的，可以在10001200。C左右工作的新型化合物20，21，在TiAl化合物中加入高含量和高熔點過渡族元素W、Nb、Zr、Hf和Ta等元素成為該趨勢的主流，使之強化、穩(wěn)定合金的組成相，并在TiAl合金中形成多元化合物22,23；二是發(fā)展以TiAl合金為基的復合材料24,25

23、，開發(fā)用SiC，A1203，TiB2纖維和TiB2，TiC，Ti2A1C，NbC等質點作為增強劑強化TiAl基復合材料和一系列新工藝26,27。目前正在發(fā)展的新一代合金的設計主要著眼于通過合金化和微合金化促進細的全板條組織形成，并在全板條組織基礎上設計并優(yōu)化組織，以便獲得優(yōu)良的綜合性能。1.1.4 合金元素對TiAl合金組織性能的影響TiAl合金的成分為Ti-(42-48)Al-(0-10)X-(0-1)Y-(0-0.5)RE，式中X代表Nb，Cr，Mn，和V等副族元素；Y代表B，C，Si，O和N等主族元素；RE代表Y，Ce，和Nd等稀土元素。Al含量的變化影響著 TiAl合金的凝固方式和顯微

24、組織，因而對性能影響較大。工程用TiAl合金的鋁含量一般控制在42-48%之間，通過合理控制Al含量引入適量的2相(體積百分含量在5-20%之間)，可以使TiAl合金獲得較好的綜合性能。隨著Al含量的降低，Al元素偏析程度降低，晶粒尺寸和層片間距降低，2相體積分數(shù)增加。添加Nb，Cr，V，Mn，Mo，Ta和W能穩(wěn)定TiAl合金中的相，而Al元素是穩(wěn)定相元素，因此合理控制Al含量和合金元素添加對于優(yōu)化TiAl合金的相組成和顯微組織很重要。細晶組織一般具有較好的性能，添加B，N，C和Y等元素可以形成穩(wěn)定的沉淀相，從而細化TiAl合金組織及改善性能。圖1-128表示了C，N和Y對TiAl合金晶粒尺寸

25、的影響。添加0.3%N明顯細化層片，但是添加0.1%N使層片明顯增厚，這可能是因為Ti2AlN的形成提高了高溫下相中Al含量的結果。稀土元素(Y,Ge等)對TiAl合金晶粒尺寸和層片間距也有較強的細化作用，添加0.1%的B能細化TiAl合金晶粒到60m左右。圖1-1 元素含量對TiAl合金晶粒尺寸的影響Fig1-1 Effects of element content on thegrain size of TiAl alloys1.2 TiAl基合金的制備方法1.2.1 燃燒合成法按點火方式的不同，燃燒合成法可分為兩類：自蔓延（SHS）模式，即局部加熱壓坯并引燃，反應以燃燒波的形式傳播開去；

26、熱爆（TE）模式，即整體熱壓坯并引燃，反應在整個壓坯內(nèi)同時進行。C. L. Yeh等用燃燒合成法自蔓延模式原位合成了TiAl-Ti2AlC復合材料；李志強29等認為，TiAl的燃燒合成過程可依據(jù)反應物的狀態(tài)大致分為三個階段：固-固反應（燃燒前反應）：鋁融化之前，鈦粉與鋁粉之間存在微弱的固態(tài)擴散反應；液-固反應：燃燒反應前期鋁融化之后，由于鋁液的流動鋪展而實現(xiàn)了質量的快速傳遞，為后續(xù)反應提供了溫度和傳質方式的便利；固-固反應：燃燒反應后期在液相全部耗盡之后，固相擴散傳質成為主導機制，為決定最終相組成的重要因素。1.2.2 粉末冶金法粉末凝固最初采用HIP技術和包套擠壓來完成。HIP一般是生產(chǎn)中間

27、產(chǎn)品,如為后續(xù)的板材軋制和鍛造生產(chǎn)等提供初級產(chǎn)品。在10501150 范圍內(nèi)HIP可以消除粉末冶金產(chǎn)品中的枝晶偏析, 將其轉化為細晶粒, 并滿足原設計的密度要求。HIP或HIP+軋制/鍛造粉末產(chǎn)品顯示出優(yōu)于鑄錠冶金產(chǎn)品的性能。關于TiAl基合金的制作流程，見圖1-2的流程圖。圖1-2 TiAl合金制作流程Fig1-2 TiAl alloy production process盡管如此, 粉末冶金仍存在著不足之處。例如, 組分粉末的合成機械合金化和磁噴射技術研究不多, 在此基礎上的顯微組織與性能關系也研究甚少。1.2.3 還原擴散法 傳統(tǒng)制備TiA1合金都是采用純金屬混熔法，整個過程設備投資大、

28、成本高、周期長、環(huán)境污染嚴重。與之相比，還原擴散法是一種低投資、高效率的綠色冶金方法，它是將還原與擴散結合在同一過程當中直接制備出TiA1合金。將粉和Al粉按物質的量11配比，與適量的粉均勻混合，在一定壓力下制成樣塊。置于坩堝上，然后放入反應爐內(nèi)，在氬氣保護條件下，加熱至一定溫度（1112K1600K），并保溫一定時間，使其發(fā)生還原擴散反應，制備出了TiAl合金粉。1.2.4 元素粉法元素粉法是一種很有發(fā)展前途的板材制備工藝，它采用塑性變形性能良好的Ti、Al元素混合粉及其它合金元素粉末作為原料，經(jīng)過壓制、擠壓、軋制等過程成形為混合粉板材，在經(jīng)過加壓燒結反應合成制備成TiAl基合金板材。1.3

29、 蠕變機理現(xiàn)代技術在追求更高性能和更高效率時往往會受到材料性能的制約，因此高新技術進一步發(fā)展的關鍵在于新型材料的開發(fā)。在高溫材料領域，傳統(tǒng)材料性能的開發(fā)潛力受到限制，但高溫金屬間化合物的出現(xiàn)使人們看到了新的希望。TiAl基金屬間化合物同時兼有金屬的高溫韌性及陶瓷的高溫性能，以及由此產(chǎn)生的高的比強度、比模量、良好的抗氧化性能、抗蠕變性及優(yōu)良的高溫強度、剛度及低的密度等，使之成為一類很有發(fā)展前景的高溫結構材料。但是，TiAl基合金的高溫塑性和斷裂韌性較差，在800以上抗高溫蠕變性能較差，已成為制約其在工業(yè)領域應用的重要因素之一，因此對其在高溫下抗蠕變的研究已成為眾多科研工作者所關注的課題。1.3.

30、1蠕變變形機理金屬的蠕變變形機制有多種，主要是通過空位擴散、位錯滑移及晶界滑動等方式進行的，各種變形方式對蠕變變形的貢獻隨溫度及應力的變化而有所不同。A擴散蠕變擴散蠕變發(fā)生在溫度(TTm)大于等于05的較高溫度環(huán)境中，在低應力情況下，通過原子空位的擴散而形成的緩慢變形，其蠕變速率既與金屬的自擴散速率有關也與外加應力成正比。如果不受外力影響，空位會沒有方向性的移動，因次不會顯示宏觀的塑形變形。在連續(xù)續(xù)的恒定外力下，則如圖13所示，原子沿著虛線箭頭方向流動，而空位沿實線箭頭方向向兩邊流動，從而使晶體產(chǎn)生一個細長緩慢的變形。圖1-3 擴散蠕變示意圖Fig1-3 Schematic diffusion

31、 creep在外力作用下，通過晶體顆粒產(chǎn)生內(nèi)部空位擴散的蠕變稱為納巴羅-赫林蠕變；質點沿晶界擴散而產(chǎn)生的蠕變稱為科布爾蠕變。由于擴散在晶界更容易進行，蠕變變形易于集中于此。在很長一段時間持續(xù)作用下，蠕變進入第三階段，晶界滑移和分離會發(fā)生，導致出現(xiàn)空隙和沿晶界微裂紋。B位錯滑移蠕變?nèi)渥冞^程中存在的重要變形方式是位錯滑移，在常溫下，因為阻塞滑移面上的位錯易塞積，因此需要更高的應力，才能使位錯重新運動和增殖(加工硬化)。在高溫下，原子的熱運動，位錯運動(如滑移、攀移、交滑移等)的能力通過熱激活能量增加，從而克服某些短程障礙，繼續(xù)產(chǎn)生塑形變形。位錯塞積通過熱激活攀移，繞過障礙而實現(xiàn)新的滑移。相反符號的

32、位錯通過熱激活攀移，相遇取消，而實現(xiàn)新的滑移；相同符號的位錯通過熱激活攀移，通過區(qū)域排列形成亞晶界，從而產(chǎn)生回復過程。在早期蠕變階段，晶格畸變能較小，位錯攀移不能順利進行，在不太明顯的恢復過程中，蠕變速率不斷下降。在穩(wěn)態(tài)蠕變階段，刃型位錯通過攀移形成亞晶，或正負刃位錯通過攀移后相互消失，回復過程能充分進行，同時，由于擴散所造成的位錯增殖使蠕變變形增強，兩者相等時，蠕變速率就是一個常數(shù)。C晶界滑動蠕變常溫下，晶界滑動蠕變的變形是極不明顯的，可以忽略不計。在高溫條件下，原子在晶界上容易擴散，受力后易產(chǎn)生滑動，促進了蠕變的進行。隨溫度升高、應力降低、晶粒尺寸減小，晶界滑動對蠕變的作用越來越大。一般情

33、況下，蠕變量的總比例不高，通常約為10。1.3.2蠕變斷裂機理蠕變斷裂主要是沿晶斷裂。在裂紋形核和生長過程中，晶界滑動對應力集中與空位擴散有重要作用。由于應力和溫度的不同，裂紋成核有兩種類型。 1裂紋在三種晶粒的交界處形核，在高應力和較低溫度下，由于晶界滑動造成應力集中的緣故，在晶粒交界處產(chǎn)生裂紋。 2裂紋形核分散在晶界中，在低應力和高溫下，蠕變裂紋往往分散在整個晶界中，特別容易在晶界垂直的方向上產(chǎn)生拉伸應力。這種裂紋成核的過程為：首先，由于晶界滑移在晶界的臺階（如經(jīng)二相質點或滑移帶的交截）處受阻而形成空洞。然后，由于位錯運動產(chǎn)生的大量空位，以降低其表面能而向拉伸應力作用的晶界上遷移，當晶界上

34、有空洞時，空洞便吸收空位而長大，形成裂紋。1.4 TiAl合金的蠕變性能及蠕變機制合金的蠕變受應力、溫度、晶粒尺寸、化學成分及其他金相學因素的影響，并且層片組織蠕變抗力最高，其中層片界面在蠕變過程中起著重要作用。因此，層片寬度是影響其蠕變性能的重要參數(shù)。蠕變性能作為TiAl的一個重要性能指標，目前對TiAl合金的蠕變行為的研究已有很多報道，下面對TiAl合金的蠕變性能及蠕變機制作簡單介紹：1.4.1層片寬度對全層片TiAl合金蠕變性能的影響研究表明，具有不同層片寬度的試樣，其初始蠕變量及最小蠕變速率存在明顯差異，這種差異主要來自于層片寬度對層片組織TiAl合金蠕變性能的影響。層片界面對蠕變變形

35、的阻礙作用的主要機制為：1.層片界面能有效地阻止位錯和孿晶變形運動，較小的層片間距使得位錯運動平均自由程減小。2.層片界面對位錯的攀移運動具有釘扎作用，這一機制與彌散粒子對位錯的釘扎作用類似，而且，其釘扎力與層片寬度成反比。3.層片界面還可以阻礙層片界面向層片中發(fā)射位錯?？偟膩碚f，全層片組織的TiAl合金的初始蠕變量以及最小蠕變速率隨層片寬度的減小而減小，細小層片間距的TiAl合金具有較高的蠕變抗力的原因在于其層片界面能有效的阻礙位錯運動以及界面上位錯的發(fā)射。1.4.2層片組織的蠕變模型關于層片組織的蠕變現(xiàn)有兩個模型，二者均基于把層片顯微組織當作類似于復合材料的結構處理。 第一個模型用簡單的“

36、加和原則”及Nabrro-Herring-Cobel位錯滑移、位錯攀移蠕變本構方程，計算等軸晶與2/層片組織組成的復合材料的應變速率。為了提供本構方程中所有參數(shù)的值，必須作出幾個假設和估計，但考慮到層片組織內(nèi)在的復合材料性質，獲得了與蠕變速率測量值在同一個數(shù)量級以內(nèi)的蠕變速率計算值。誤差的原因之一可能是由于該模型采用了復合材料的“加和原則”，該原則預測層片組織的蠕變速率應介于組成相2和的蠕變速率之間。但事實上，近層片組織或全層片組織的蠕變速率均低于兩組成相。 第二個以復合材料為基礎的模型來源于對單相、單相2及單相2/層片組織試樣所做的一系列壓縮試驗。通過在壓縮試樣表面上劃痕，并測量蠕變變形導致

37、的劃痕方向的改變，獲得了關于2/層片組織蠕變性質的數(shù)據(jù)30。在蠕變過程中不發(fā)生沿2/界面的滑動，表明在這兩相之間發(fā)生了有效的載荷傳遞。正是由于這種界面結合有效地使得層片組織的蠕變速率低于單相或2的蠕變速率。有人31得出層片界面不充當位錯攀移的障礙的結論。這可能是由于外加應變太小及晶界寬度太大（2.6m）的緣故。但晶界寬度可降至上述值的10%左右，此時層片界面可以阻礙位錯攀移?？傊?，TiAl基合金作為一種新型的高溫結構材料，具有廣泛的應用前景，已成為我國及其他國家如美國、德國、日本和英國正在重點研究和開發(fā)的幾大材料一。TiAl基合金目前所面臨的問題是如何通過控制合金成分和顯微組織改善其綜合力學性

38、能。 雖然關于TiAl基合金的研究取得很大進展但它在邁向實用化的道路上仍有許多攔路石和挑戰(zhàn)需要克服。只有該類材料的組織和性能可以得到控制并給予完全重視，并且其制造成本可以被人接受時，其大規(guī)模工業(yè)應用才有可能提上日程。1.5 本課題研究的目的意義及研究內(nèi)容鈦鋁合金，其密度遠小于高溫合金，但強度卻很好，室溫韌性也比ICJ瓷材料好。因為適用于制造航空航天用機體的結構材料、發(fā)動機部件或汽車用發(fā)動機部件等，并有希望大幅度地輕量化和改善其性能，將為下一世紀的輕量化耐熱材料而受到人們的關注。從國內(nèi)外低溫欽合金研究的最新進展來看，低溫鈦鋁合金技術研究的發(fā)展方向主要為新的低溫欽合金材料的研究，目前開發(fā)的低溫鈦鋁

39、合金的應用還多限于氫泵、殼體等構件，對于高速轉動部件(如葉輪)等，其性能還不能很好地滿足要求，因此開發(fā)低溫綜合性能更好的鈦鋁合金材料將成為低溫欽合金研究及發(fā)展的重要方向之一。在研究和開發(fā)新材料的同時，國內(nèi)外也開始重視其成形工藝的研究，目前最新的一個研究方向就是粉末冶金法生產(chǎn)低溫鈦鋁合金件。另外，為促進和推動低溫鈦鋁合金在我國工程上的廣泛應用，進一步降低其生產(chǎn)制造成本的方法或途徑方面的研究也是其必然的發(fā)展趨勢之一。本課題主要從以下方面開展研究工作： (1) 對TiAl合金在不同溫度和不同應力條件下進行蠕變試驗；(2) 對蠕變試驗數(shù)據(jù)進行處理，繪制蠕變曲線，得到擬合后的蠕變方程； (3) 制備透射

40、電鏡試樣；(4) 對不同溫度和不同應力下條件下蠕變試樣中的亞結構和位錯組態(tài)在透射電子顯微鏡下進行觀察和分析，對TiAl合金蠕變過程中的一些蠕變機制進行細致的研究和討論。第二章 實驗材料制備和實驗方法2.1 實驗材料實驗所用合金的名義成分為Ti-46A1-2Cr-2Nb-015B。合金采用自耗爐一次熔煉+冷壁銅坩堝感應重熔最后采用離心澆鑄法得到四個直徑約為f60mm，長100mm，重約為11 kg的合金鑄錠，其實際成分見表2-1。No Ti Al Cr Nb B1# Balanced 43.6633 2.1124 2.0853 0.15表2-1離心澆鑄后鑄錠中各化學元素的實際成分Table 2-

41、1 Chemical composition of the TiAl alloy after centrifugal casting切除冒口后，進行熱等靜壓處理，以消除鑄棒的疏松及其內(nèi)部微觀缺陷并使得鑄造組織均勻化、穩(wěn)定化。處理條件為1280°C/200MPa/4h。如圖2-1所示，熱處理后得到了近層片組織，合金的顯微組織是由TiBx化合物和/2層片組成的雙態(tài)組織，合金的平均晶粒尺寸大約為80m。如圖2-2所示，2和在層片晶團中交替排列分布，在晶界和晶內(nèi)分布有亮白色的相。合金顯微組織是一種近層片組織，層片組織晶界為鋸齒形，這是由于原始晶粒在分解為層片組織時各原始晶粒中的層片彼此長入對

42、方的晶粒，從而在晶界附近的層片彼此穿插形成自鎖的鋸齒形晶界。圖2-1 鑄態(tài)合金原始組織Fig.2-1 Cast alloy original organizations圖2-2 900/4h處理后的結果Fig.2-2 The organization with the treatment2.2試樣制備過程從900/4h穩(wěn)定化處理后的1#鑄錠中，采用電火花線抽取切割f5×50mm的標準拉伸試樣來進行蠕變的測試實驗，實驗之前標距部分沿縱向進行了機械拋光處理，從而減小表面機械加工的缺陷影響。室溫拉伸在島津試驗機上進行，500°C-800°C拉伸試驗在高溫拉伸試驗機上進行

43、。在室溫、500°C、650°C和800°C各做了三根拉伸試驗，應變速率大小為3.47E-4s-1。在650°C又分別在3.47E-4s-1、1.74E-4s-1和3.47E-3s-1三個應變速率下對合金的拉伸性能進行測試，試樣數(shù)各為三根。蠕變實驗后，用電火花線切割技術沿徑向切取厚度大約為0.3mm的數(shù)個薄片作為透射電鏡樣品，然后用砂紙手工打磨至厚度為30-50m的薄片，用雙噴電解法將薄片再次進行減薄，雙噴電解液配置成分為85ml的正丁醇+150ml的甲醇+60ml的高氯酸，用液氮和干冰同時進行冷卻。雙噴溫度控制在-3545的范圍內(nèi)，電壓為1220V，拋

44、光時間大約為5分鐘。然后用JEM2000FX型透射電鏡在200KV下對樣品的微觀組織進行觀察和分析。2.3 蠕變實驗2.3.1實驗原理金屬蠕變抗力判據(jù)是蠕變極限，即在一定溫度下使試樣在蠕變第二階段產(chǎn)生規(guī)定蠕變速率的應力，或在一定溫度下和規(guī)定時間間隔內(nèi)使試樣產(chǎn)生規(guī)定伸長率的應力。根據(jù)一般經(jīng)驗公式，溫度不變時第二階段蠕變速率與應力的對數(shù)呈線性關系。據(jù)此可用內(nèi)插法或外推法求出蠕變極限。但由于試樣表面氧化或受侵蝕以及內(nèi)部組織結構變化等，這種線性關系在長時間可能不復存在。因此，從短期蠕變極限數(shù)據(jù)求取長期數(shù)據(jù)時，一般在時間上只能外推一個數(shù)量級。利用蠕變數(shù)據(jù)進行溫度和時間外推時，通常采用Larson-Mil

45、ler參數(shù)法。對于某些在長期高溫運轉過程中只允許產(chǎn)生一定量形變的構件，如電站鍋爐、蒸汽輪機，蠕變極限是重要的設計依據(jù)。大多規(guī)定蠕變速率為10-5（/小時）相當于10萬小時的形變量為1。制造這種構件的金屬材料通常要進行數(shù)萬小時，乃至更長時間的蠕變試驗。 影響蠕變試驗結果的因素甚多，其中最主要的是溫度控制的長期穩(wěn)定性、形變測量精度和試樣加工工藝。2.3.2實驗儀器蠕變試驗機蠕變試驗機主要用于金屬、非金屬材料的拉伸、壓縮持久、蠕變、松弛試驗以及低周疲勞和蠕變疲勞試驗， 本實驗采用了電子式蠕變持久試驗機，如圖2-3所示，其具有以下優(yōu)點：（1） 不僅進行蠕變持久試驗，還能進行應力松弛試驗及低周蠕變循環(huán)試

46、驗； （2） 無沖擊自動施加或卸除試驗力；（3） 以多步驟方式控制恒試驗力、恒變形、勻試驗力速率、勻變形速率，其控制功能符合GB/T228標準，能夠進行金屬材料短時高溫拉伸或室溫拉伸試驗。圖2-3 電子式蠕變持久試驗機Fig2-3 Electronic Creep Testing Machine 電子式蠕變持久試驗機，主要由主機、高溫爐及溫控系統(tǒng)、測控系統(tǒng)、附件、計算機系統(tǒng)等部分組成。A主機上橫梁與臺面用兩根立柱相連，構成門式高剛度框架，臺面中央裝有滾珠絲杠副。伺服電機的轉動經(jīng)減速機，帶動絲杠旋轉。下拉桿上裝有行程開關，用于保護下夾頭的極限位置；伺服電機上的光電編碼器用于下夾頭位置檢測及試驗速

47、度的反饋。速度控制采用了進口全數(shù)字交流伺服系統(tǒng)，通過高精度反饋構成全閉環(huán)控制，不僅調(diào)速范圍寬，且響應速度快而定位時間短。下拉桿與測力傳感器聯(lián)接、上拉桿與衡量聯(lián)接均用球形支座，而且兩球座間距大轉動自如，有效地保證夾頭間同軸度。B高溫爐及控溫系統(tǒng)（1）高溫爐高溫爐有對開式和圓筒式兩種結構。對開式高溫爐配有轉動式支架，裝卸試樣方便；圓筒式高溫爐配有電動升降結構，對中性好，裝卸試樣也方便。高溫爐采用最新型HRE1.5mm（或5mm）粗爐絲，低電壓100V（或24V）供電。因此，電爐壽命長，絕緣要求低。（2）控溫系統(tǒng)控制儀是智能型調(diào)節(jié)儀，性能可靠，操作簡單，精度高。選用了可控硅移相式過零控制電路，防止升

48、溫過沖不超過3，并且溫度波動小。C測量控制系統(tǒng)考慮測力傳感器本身蠕變，選擇了二倍于最大試驗力的傳感器。測控系統(tǒng)與電子式萬能試驗機基本相同，在此不再敘述。透射電子顯微鏡透射電子顯微鏡是以波長極短的電子束作為照明源，用電磁透鏡聚焦成像的一種高分辨率、高放大倍數(shù)的電子光學儀器。它由電子光學系統(tǒng)、電源與控制系統(tǒng)及真空系統(tǒng)三部分組成。電子光學系統(tǒng)通常稱為鏡筒，是透射電子顯微鏡的核心，它的光路原理與透射光學顯微鏡十分相似，所不同的是前者用電子束作光源，用電磁場作透鏡。另外，由于電子束的穿透力很弱，因此用于電鏡的標本須制成厚度約50nm左右的超薄切片。透射電子顯微鏡分為三部分，即照明系統(tǒng)、成像系統(tǒng)和觀察記錄

49、系統(tǒng)。如果再細分的話，主體部分由電子透鏡和顯像記錄系統(tǒng)組成，其余還包括置于真空中的電子槍、聚光鏡、物樣鏡、物鏡、衍射鏡、中間鏡、投影鏡、熒光屏和照相機。第三章 實驗結果和分析31蠕變曲線在恒定溫度下，一個受單向恒定載荷(拉或壓)作用的試樣，其應變f與時間t的關系可用圖3-1表示，蠕變曲線上任一點的斜率吾=dedt，表示該點的蠕變速率。蠕變曲線大致可以分為三個階段(在第一個階段之前其實還包括一個瞬間狀態(tài)0a，符合虎克定律)：第一階段為初始蠕變或過渡蠕變(減速階段)，圖中的ab線段所示，隨著時間的延長應力增加，但增加的速度會逐漸變慢。第二階段為穩(wěn)態(tài)蠕變(穩(wěn)態(tài)階段)，圖中的bc線段所示，隨著時間延長

50、，應變勻速增加，這段時間較長，此時蠕變速率差不多是一個穩(wěn)定的數(shù)值，可以通過測量穩(wěn)態(tài)階段的斜率求得。在某些情況下，第二階段蠕變并不明顯，此時可用最小蠕變速率代替穩(wěn)態(tài)蠕變速率。對于TiAl合金，最小蠕變速率可用如下公式來描述： 該公式稱為power-law公式，A為無量綱材料常數(shù)，a為外加應力，Qc為蠕變激活能，n為應力常數(shù)，T和R分別為絕對溫度和氣體常數(shù)。圖3-1 典型蠕變-應變時間曲線Fig3-1 Typical creep - strain time curve第三階段為加速蠕變(加速階段)，圖中的cd線段所示，隨著時間延長應變加速增加，直到達到斷裂點。應力越大，溫度越高，蠕變的總時間越短；

51、應力越小，溫度越低，蠕變的總時間越長。但是每種材料都有一個最小應力值，如果應力低于這個最小值不管經(jīng)歷多長時間材料也不會斷裂，這個應力值稱為該材料的長期強度。圖3-2，圖3-3和圖3-4分別為第一組合金在225MPa，200MPa以及第二組合金在225MPa時不同溫度下的蠕變曲線。對比圖3-2和圖3-4可以看出 ：在高溫時，蠕變量迅速增加，基本上沒有第二階段穩(wěn)態(tài)蠕變階段，而是直接進入加速蠕變階段，并很快發(fā)生斷裂，例如，第一組合金在825，225MPa的情況下大概用了8h就發(fā)生了斷裂，而第二組合金在同等情況下也大概只用了12h就斷裂了。隨著溫度的降低，蠕變曲線逐漸變得平緩，樣品的壽命也變長了。在7

52、75時的蠕變曲線后期，蠕變速率急劇增加，這是由于頸縮的原因。在725時，蠕變曲線變得特別平緩，在長時間的溫度應力作用下，蠕變變形量不超過0.05%。合金在高溫下的蠕變抗力遠遠小于低溫下的蠕變抗力。這是由于在高溫下熱激活和擴散輔助式位錯攀移可以將本來很高的位錯滑移阻力顯著降低的結果。我們還可以發(fā)現(xiàn)，在同等溫度應力的條件下，第二組合金試樣的壽命明顯高于第一組合金，其蠕變抗力較第一組合金略高。這與上述結論是相符合的，是由于第二組合金中Nb的含量略高的緣故。 通過對比圖3-2和圖3-3可以發(fā)現(xiàn)，在775，225MPa的情況下，蠕變量達到0.1%需要40h左右，而在775，200MPa的情況下要達到0.

53、1%的蠕變量則需時約80h，應力減少25Mpa時間差不多要增加一倍才能達到相同的蠕變量。而在725時，要達到相同的蠕變量時間卻差不多?？梢娫诘葴貤l件下，隨著施加應力的增加，溫度升高，合金蠕變抗力迅速下降。圖3-2 No.1合金在施加應力225MPa時的蠕變曲線Fig.3-2 Creep curves of No.1 alloy under the applied stress of 225MP圖3-3 No.1合金在施加應力200MPa時的蠕變曲線Fig.3-3 Creep curves of No.1 alloy under the applied stress of 200MPa圖3-4

54、No.2合金在施加應力225MPa時的蠕變曲線Fig.3-4 Creep curves of No.2 alloy under the applied stress of 225MPa3.2蠕變方程表3-1，表3-2和表3-3分別是第一組，第二組合金和其它先進的層片組織的普通鈦鋁合金的蠕變性能數(shù)據(jù)列表，可以看出No.1合金在800，180MPa下的最小蠕變速率為2.14×10-6，為No.2合金的1.2倍，比同等溫度應力條件下的Ti45Al10Nb合金的最小蠕變速率高1個數(shù)量級。在750，225MPa下No.1合金的最小蠕變速率為6.72×10-7，為No.2合金的1.2倍

55、，比同等溫度應力條件下的Ti48Al2W0.5Si合金的最小蠕變速率高2個數(shù)量級。而No.1合金在750，250MPa下的最小蠕變速率為1.16×10-6，比Ti48Al3Cr合金在760，250MPa下的最小蠕變速率高2個數(shù)量級。由上述對比可以看出，Ti-46Al-2Cr-2Nb-0.15B合金在750相同應力條件下，比其它全層片鈦鋁合金最小蠕變速率高出2個數(shù)量級；在800相同應力條件下，比其它全層片鈦鋁合金的最小蠕變速率高出1個數(shù)量級。這是由于全層片層組織的鈦鋁合金比近層片組織的鈦鋁合金具有較好的蠕變性能。對于TiAl基合金而言，最小蠕變速率min與外加應力的關系可用Power-

56、law公式表示：min=A()nexp(-Q/RT) （3-1）式中：A表示與材料和溫度有關的常數(shù)；n表示應力常數(shù)；Q表示蠕變激活能；R表示普適氣體常數(shù)；T表示絕對溫度。進一步用有效應力（-0）來代替式（3-1）中的外加應力可以得到：min=A(-0)nexp(-Q/RT) （3-2）這里0和溫度和組織有關，也是一種蠕變內(nèi)摩擦力。也就是說，在750，200-300MPa條件下隨著應變的增加，應力集中開始出現(xiàn)并逐漸增大，位錯在/2或孿晶界面受阻堆積起來，使得蠕變阻力增加，從而引起n值反常增高。因此，應力指數(shù)偏高說明位錯滑移必須克服/2孿晶界面障礙才能繼續(xù)運動，而蠕變過程仍受位錯運動的控制。表3-1 No.1合金的蠕變性能Table 3-1 The creep properties of No.1 alloy第一組溫度T/載荷/MPa最小蠕變速率/s-17252002.02E-77503.93E-77751.01E-68002.04E-67502256.72E