雙態(tài)和全片層組織大尺寸Ti-43Al-9V-Y合金的拉伸性能

焦?jié)奢x，于慧臣，蘇勇君，孔凡濤，陳玉勇

（北京航空材料研究院1.航空材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室；2.先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100095；3.中航試金石檢測(cè)科技有限公司，北京100095；4.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱150001）

0 引 言

TiAl金屬間化合物合金因具有高的比強(qiáng)度、比模量以及良好的高溫抗氧化、抗蠕變性能而成為代替鎳基高溫合金的備選材料，其潛在的使用溫度為600～850℃［1-5］。TiAl合金板材不僅可以直接用于大型結(jié)構(gòu)件，還可以采用超塑性成型等技術(shù)加工或航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)殼體、隔熱板以及熱區(qū)蒙皮等。TiAl合金在這些部件上的應(yīng)用可實(shí)現(xiàn)未來(lái)航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)減重降噪、提高推重比的目標(biāo)。但TiAl合金的本征脆性及難變形性大大阻礙了它的工程化應(yīng)用。目前，通過(guò)高溫鍛造、擠壓、軋制等熱加工技術(shù)，加上不斷優(yōu)化化學(xué)成分及熱加工工藝參數(shù)等諸多措施，使得TiAl合金的熱加工性得到了很大提高，TiAl合金大尺寸板材的制造也逐漸成為可能［6-9］。

通過(guò)在TiAl合金中添加適量釩和釔元素，可有效提高合金的塑性，改善其熱加工性能［10］。作者以新開發(fā)的Ti-43Al-9V-Y合金為研究對(duì)象，制備出了目前國(guó)內(nèi)報(bào)道的最大尺寸的（φ500mm×46mm）合金鍛坯；在此基礎(chǔ)上，進(jìn)一步研究了該合金鍛坯的組織均勻性，并對(duì)原始鍛態(tài)雙態(tài)組織（DP組織）及熱處理后全片層組織（FL組織）合金鍛坯不同位置處的顯微組織及不同溫度下的拉伸性能進(jìn)行了研究。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)合金的名義成分為（原子分?jǐn)?shù)/%）43Al，9V，1Y，余Ti。首先采用真空自耗電極電弧爐熔煉技術(shù)（簡(jiǎn)稱VAR）制備尺寸為φ220mm×800mm的合金鑄錠，如圖1所示，所用原料為海綿鈦（純度為99.7%）、高純鋁（純度為99.99%），其它添加元素均采用中間合金（鋁釩合金、鋁釔合金）的形式加入；然后切取φ220mm×300mm合金鑄錠，經(jīng)成分均勻化熱處理和熱等靜壓處理（氬氣保護(hù)，1 250℃/175MPa/4h/FC）后，利用包套鍛造工藝制備大尺寸（φ500mm×46mm）的Ti-43Al-9V-Y合金鍛坯，鍛造在大氣中進(jìn)行，始鍛溫度約為1 200℃，應(yīng)變速率約為 0.01s-1，總變形量為80.8%，鍛坯宏觀形貌如圖2所示；最后切取適量鍛坯，在1 350℃下保溫8h，隨爐冷卻。

為了研究Ti-43Al-9V-Y合金鍛坯不同位置處拉伸性能的差異，分別沿鍛坯厚度方向，在上、中、下三個(gè)位置切取試棒，試棒軸向與鍛坯弦向平行，取樣位置如圖2所示。將試棒加工成長(zhǎng)為71mm、標(biāo)距直徑為5mm的拉伸試樣。鍛態(tài)試樣記為DP，熱處理態(tài)試樣記為FL。

圖1 采用真空自耗電極電弧爐熔煉技術(shù)制備的合金鑄錠Fig.1 Alloy ingot prepared by vacuum consumable electrode arc furnace remelting（VAR）technology

圖2 合金鍛坯的宏觀形貌及拉伸試樣取樣位置Fig.2 Macrography of alloy forging pie and sampling position for tensile sample

采用Instron5887型拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)兩種組織的合金試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為室溫，700，750，800，900℃，室溫拉伸試驗(yàn)依照HB5143-1996《金屬室溫拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行，高溫拉伸試驗(yàn)依照HB5195-1996《金屬高溫拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行；采用JEOL-5600LV型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察兩種組織的合金在不同溫度下的拉伸斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可見，鍛坯的顯微組織為DP組織，主要由彎曲、碎化的γ/（β/B2）層片、塊狀的γ相和β/B2相組成；在1 350℃下保溫8h后得到了FL組織，其主要由γ/（β/B2）/α2層片組成，片層團(tuán)尺寸約為100μm。兩種顯微組織中的白色細(xì)小析出物均為YAl2［10］。

從圖4可以看出，合金鍛坯表面和中心位置的顯微組織無(wú)明顯差別，只是中心位置處的片層團(tuán)界面的析出相較多。從表1所示的拉伸性能來(lái)看，在合金厚度方向上，上、中、下三個(gè)位置處的拉伸強(qiáng)度及塑性沒有明顯的規(guī)律性差異，這說(shuō)明合金鍛坯的組織均勻性較好，片層團(tuán)界面析出相所占比例的略微差異對(duì)拉伸性能無(wú)明顯影響。

2.2 拉伸性能

圖5中的平均應(yīng)力-應(yīng)變曲線是在認(rèn)為合金鍛坯不同位置處的拉伸性能一致的前提下得出的，是對(duì)大尺寸Ti-43Al-9V-Y合金鍛坯拉伸性能的整體評(píng)價(jià)。

圖3 不同組織試驗(yàn)合金的顯微組織Fig.3 Microstructure of tested alloys with different structure：（a）DP structure and（b）FL structure

圖4 大尺寸試驗(yàn)合金鍛坯不同位置處的顯微組織Fig.4 Microstructure of large-sized tested alloy pie at different positions：（a）surface and（b）interior

表1 不同組織試驗(yàn)合金在不同溫度下的拉伸性能Tab.1 Tensile properties of tested alloy with different structure at different temperatures

從表1和圖5可以看出，隨著溫度的升高，兩種組織合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均逐漸降低。

從圖6可以看出，在室溫～700℃范圍內(nèi)，隨著溫度的升高，DP組織和FL組織合金的屈服強(qiáng)度均略有下降，但仍保持在較高的強(qiáng)度水平，兩種組織合金在700℃時(shí)的平均屈服強(qiáng)度分別為549MPa和516MPa；在700～900℃范圍內(nèi)，隨著溫度的升高，DP組織和FL組織合金的屈服強(qiáng)度均迅速下降，其中DP組織合金屈服強(qiáng)度的下降速度略快于FL組織合金的，900℃時(shí)二者的平均屈服強(qiáng)度分別降至172MPa和210MPa。室溫時(shí)，DP組織和FL組織合金的強(qiáng)度雖然較高，但伸長(zhǎng)率僅為1%左右，塑性較差；700℃時(shí)，兩種組織合金的平均伸長(zhǎng)率分別為8.3%和2.05%；當(dāng)溫度高于700℃以后，伸長(zhǎng)率明顯增大，750℃時(shí)，兩種組織合金的平均伸長(zhǎng)率分別增至64.4%和16.4%，并且隨著溫度的繼續(xù)升高，伸長(zhǎng)率逐漸增大。這說(shuō)明，試驗(yàn)合金在700℃以上開始呈現(xiàn)出軟化的趨勢(shì)。

圖5 不同組織試驗(yàn)合金在不同溫度下的平均拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Average tensile stress-strain curves of tested alloys with different structure at differnt temperatures：（a）DP structure and（b）FL structure

圖6 不同組織試驗(yàn)合金平均屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率與溫度的關(guān)系Fig.6 Average yield strength and elongaion vs temperature for tested alloys with different structure

綜合以上得出，試驗(yàn)合金在室溫～700℃范圍內(nèi)具有較高的拉伸強(qiáng)度，但室溫塑性較差；在700℃時(shí)DP組織合金的強(qiáng)度及塑性均好于FL組織合金的；當(dāng)溫度高于700℃以后，兩種合金均呈現(xiàn)出軟化的趨勢(shì)，拉伸強(qiáng)度迅速下降，塑性則逐漸增大。

圖7給出了不同組織試驗(yàn)合金Ti-43Al-9V-Y與目前研究較成熟的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金（合金1）、Ti-46.5Al-2Cr-3Nb-0.2W 合金（合金2）以及Ti-47Al-1Cr-0.9V-2.6Nb合金（合金3，片層團(tuán)尺寸1 000μm）的屈服強(qiáng)度與溫度的關(guān)系。可以看出，當(dāng)溫度低于700℃時(shí)，試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度高于其它合金，但是當(dāng)溫度高于700℃后，試驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度迅速下降，到900℃時(shí)，其屈服強(qiáng)度已明顯低于其它合金。這說(shuō)明與同類合金相比，試驗(yàn)合金在700℃以下的拉伸性能更具優(yōu)勢(shì)。

圖7 不同TiAl合金的屈服強(qiáng)度與溫度的關(guān)系Fig.7 Yield strength vs temperature for different TiAl alloys

2.3 斷口形貌

從圖8可以看出，在700℃拉伸后，DP組織合金斷口為穿晶解理斷裂；當(dāng)溫度升高至750℃時(shí)，斷口出現(xiàn)大量韌窩，而且溫度越高，韌窩數(shù)量越多，斷口越粗糙；當(dāng)溫度為800℃時(shí)，在斷口表面可觀察到明顯的氧化膜。

從圖9可以看出，在700，750℃拉伸后，F(xiàn)L組織合金的斷口為穿層解理斷裂；當(dāng)溫度升至800℃時(shí)，合金呈現(xiàn)為韌性斷裂特征，而且溫度越高，韌性斷裂特征越明顯；在800，900℃的拉伸斷口表面也可觀察到明顯的氧化膜?？梢?，當(dāng)溫度高于800℃后，試驗(yàn)合金的抗氧化性減弱。

3 結(jié) 論

（1）采用真空自耗電弧爐熔煉技術(shù)、均勻化熱處理、熱等靜壓以及包套鍛造等工藝制備了大尺寸Ti-43Al-9V-Y合金，其組織均勻性較好，為雙態(tài)組織（DP組織），不同位置處的拉伸性能無(wú)明顯差異；對(duì)其在1 350℃保溫8h后得到全片層組織（FL組織）。

（2）在室溫～700℃范圍內(nèi)拉伸時(shí)，隨著溫度的升高，DP組織和FL組織Ti-43Al-9V-Y合金的屈服強(qiáng)度略有下降，但仍保持在較高水平；在700～900℃范圍內(nèi)，隨著溫度的升高，兩種組織合金的屈服強(qiáng)度迅速下降，其中DP組織合金由700℃時(shí)的549MPa降至900℃時(shí)的172MPa，F(xiàn)L組織合金由700℃時(shí)的516MPa降至900℃時(shí)的210MPa。

圖8 DP組織合金在不同溫度下的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphology of DP structure alloy at different temperatures

圖9 FL組織合金在不同溫度下的拉伸斷口形貌Fig.9 Tensile fracture morphology of FL structure alloy at different temperatures

（3）在700℃拉伸時(shí)，DP組織和FL組織Ti-43Al-9V-Y合金的平均伸長(zhǎng)率分別為8.3%和2.05%，當(dāng)溫度高于700℃以后，合金開始呈現(xiàn)軟化趨勢(shì)，抗氧化性減弱，拉伸斷口表面可觀察到韌窩及明顯的氧化膜。

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