ial合金的研究進(jìn)展

0tial合金的研究由于密度低、溫暖性好，tial合金已成為航空航天、汽車工業(yè)等領(lǐng)域的替代材料。近年來，一些大學(xué)和研究所的研究熱點(diǎn)。然而由于TiAl合金的室溫塑性、加工性以及高溫抗氧化性較差,阻礙了其應(yīng)用。為了解決這個(gè)問題,人們開展了大量研究,其中,添加合金元素尤其是大量Nb元素成為一種有效提高TiAl合金室溫塑性和高溫抗氧化性的方法。而Nb元素由于熔點(diǎn)高使得制備TiAl合金的難度加大,因此制備均質(zhì)無偏析的TiAl合金,是其獲得高溫應(yīng)用的關(guān)鍵。1第三代tial合金的成分設(shè)計(jì)TiAl合金的密度為3.85~4.2g/cm3,低于純鈦,且不足鎳基高溫合金密度的50%,是一種有望替代鎳基合金的新型高溫結(jié)構(gòu)材料。它具有輕質(zhì)、高比強(qiáng)度、耐磨、抗燃燒、抗氧化等優(yōu)點(diǎn),并且室溫和高溫力學(xué)性能優(yōu)異,在航空航天、兵器制造以及汽車工業(yè)等領(lǐng)域有望得到工程化應(yīng)用。TiAl合金的主要特點(diǎn)見表1。20世紀(jì)50年代初,國外開始對(duì)TiAl合金進(jìn)行研究,至今TiAl合金已經(jīng)發(fā)展到第三代(見表2)。20世紀(jì)50年代初,有人發(fā)現(xiàn)TiAl合金抗氧化及高溫性能優(yōu)良,但因其室溫塑性差,研究進(jìn)展十分緩慢。直到80年代初,第一代TiAl合金,即Ti-48Al-1V-0.3C出現(xiàn),它是由美國設(shè)計(jì)的,主要為了改善TiAl合金室溫塑性差、斷裂韌性低的問題,但是該合金的綜合性能無法滿足實(shí)際需求,因此對(duì)它的研究只停留在實(shí)驗(yàn)室階段。第二代以鑄造TiAl合金為主,與第一代TiAl合金相比,優(yōu)點(diǎn)突出表現(xiàn)在760℃時(shí)的比強(qiáng)度、蠕變抗力、抗氧化性等高溫性能的提高,作為結(jié)構(gòu)件有望取代鎳基高溫合金。第二代TiAl合金中具有代表性的是Ti-48Al-2Cr-2Nb鑄造合金,由美國空軍和GE公司聯(lián)合開發(fā),該合金通過添加Cr和Nb元素使得合金的室溫強(qiáng)度、塑性和抗氧化性能均有所提高。目前采用該合金生產(chǎn)的零部件已經(jīng)通過了發(fā)動(dòng)機(jī)裝機(jī)試驗(yàn)。另外,Howmet公司開發(fā)的Ti-(45~47)Al-2Mn-2Nb-0.8TiB2XD鑄造合金(TiB2含量為體積分?jǐn)?shù)),也是第二代TiAl合金的典型。TiAl合金目前已經(jīng)發(fā)展到第三代,以鍛造TiAl合金為主。在合金成分設(shè)計(jì)方面的考慮更加全面,既要改善合金室溫塑性,又要提高高溫強(qiáng)度、抗氧化性等性能。研究表明,TiAl合金的性能對(duì)其合金成分及組織極其敏感。為了改善TiAl合金的性能,在成分設(shè)計(jì)時(shí),可以適當(dāng)添加一些合金元素,達(dá)到固溶強(qiáng)化(或置換強(qiáng)化)、減小片層間距、提高合金強(qiáng)度的效果,還可以使晶粒細(xì)化、組織均勻,從而使合金的綜合力學(xué)性能得到提高。因此,在第二代TiAl合金的基礎(chǔ)上,第三代合金在成分設(shè)計(jì)上的突出表現(xiàn)是Nb元素的增加及Al元素的減少,具體變化有:(1)Nb元素的添加量增加,由2%~3%最大增至10%,研究表明,Nb元素有利于提高TiAl合金的高溫抗氧化性能;(2)Al元素含量由47%~48%降到45%~47%,Al含量減少使得α2相含量增加,片層間距減小,從而提高合金的強(qiáng)度;(3)大量添加Ta、Mo元素,主要通過置換強(qiáng)化提高合金的強(qiáng)度和蠕變性能;(4)微量C、Si、N等元素的添加,主要通過間隙固溶強(qiáng)化使合金蠕變性能得到提高;(5)2%(原子分?jǐn)?shù))的Cr、Mn、V等過渡金屬元素的添加,能夠改善TiAl合金的塑性;(6)B元素的添加,通?？梢约?xì)化晶粒,使得晶粒細(xì)小,組織均勻,則合金強(qiáng)度提高的同時(shí)塑性也會(huì)提高。目前,工程用TiAl合金的成分范圍可以合并表示為Ti-(42~49)Al-(0~4)(Cr,Mn,V)-(1~10)(Nb,Ta,Mo)-(0~1)(W,Si,C,B)。按照Nb元素含量高低可以分為高Nb-TiAl合金(基礎(chǔ)成分為Ti-45Al-(5~10)Nb)和普通TiAl合金(基礎(chǔ)成分為Ti-48Al-(0~5)Nb)。Al含量降低,Nb含量升高,使得合金室溫、高溫強(qiáng)度提高,尤其是合金的抗氧化得到大幅度提高,同時(shí)可以保持室溫塑性不降低,從而使得高Nb-TiAl合金的使用溫度可以達(dá)到900℃以上。因此,Nb元素的大量添加使TiAl合金的發(fā)展進(jìn)入了一個(gè)新的階段,尤其是顯著提高了合金在高溫下的抗氧化性,從而提高其使用溫度。2真空自耗鑄造tial合金技術(shù)難點(diǎn)分析TiAl合金易生成脆性相且成分范圍窄,因此,TiAl合金的冶金質(zhì)量是決定其作為結(jié)構(gòu)材料在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用的關(guān)鍵。TiAl合金中各組元的熔點(diǎn)、平衡蒸氣壓及非平衡凝固偏析系數(shù)差異較大,導(dǎo)致鑄錠中常產(chǎn)生成分偏析,尤其是含量較高的Al元素,一般都存在至少2%(原子分?jǐn)?shù))的偏析,且鑄錠規(guī)格越大,這種宏觀偏析現(xiàn)象越嚴(yán)重。這種成分偏析可能形成另一種TiAl合金或金屬間化合物,不能獲得預(yù)期的材料性能。嚴(yán)重時(shí)鑄錠會(huì)產(chǎn)生裂紋等冶金缺陷,無法進(jìn)行后續(xù)熱加工。同時(shí),對(duì)于高Nb-TiAl合金而言,由于難熔金屬Nb元素的加入量增加,在熔煉過程中,電流過大必然導(dǎo)致Al元素的揮發(fā),而電流過小則會(huì)導(dǎo)致Nb元素夾雜,因此要得到均質(zhì)、無偏析的高Nb-TiAl合金難度更大。鈦合金常用的熔煉方法有3種:真空感應(yīng)熔煉(SM)、真空自耗電弧熔煉(VAR)、等離子冷床爐熔煉(PM)。真空感應(yīng)熔煉合金成分均勻性好,但元素?zé)龘p較為嚴(yán)重,且用于熔煉的坩堝材質(zhì)一般為陶瓷或石墨,熔煉時(shí)坩堝中所含的C、Si等元素必然會(huì)導(dǎo)致合金雜質(zhì)含量偏高,影響合金力學(xué)性能。另外高Nb-TiAl合金熔點(diǎn)高,若采用該方法熔煉,則其溶液溫度高,澆注溫度也就高,導(dǎo)致鑄錠產(chǎn)生較大縮孔,無法進(jìn)行后續(xù)加工。真空自耗電弧熔煉可解決鑄錠宏觀縮孔和疏松問題,更為重要的是可以直接利用熔煉鈦合金的設(shè)備,為熔煉TiAl合金的首選方法。但是采用真空自耗熔煉TiAl合金仍然有2個(gè)技術(shù)難點(diǎn):(1)合金各組元熔點(diǎn)差異大且非平衡凝固偏析系數(shù)不同,由于自耗熔煉是一種順序凝固的方式,通常會(huì)在大尺寸鑄錠中存在不同程度的元素偏析;(2)元素蒸氣壓差異大,同時(shí)合金元素含量較多時(shí),為了能夠充分合金化,一般進(jìn)行3次熔煉,這樣會(huì)導(dǎo)致Al元素?fù)]發(fā)較為嚴(yán)重,控制較為困難。感應(yīng)熔煉合金成材率遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于自耗電弧熔煉,熔煉高Nb-TiAl合金時(shí)凝殼大小波動(dòng)會(huì)造成成分波動(dòng),而Al含量卻受凝殼和合金溶液揮發(fā)的共同影響。目前,通常采用真空自耗熔煉和等離子冷床爐熔煉普通TiAl合金。相關(guān)資料顯示,俄羅斯VSMPO公司已經(jīng)采用真空自耗熔煉方法制備出ue788480~ue788960mm、質(zhì)量200~3000kg的TiAl合金鑄錠,且沒有肉眼可見的冶金缺陷,但存在嚴(yán)重的Al元素偏析。由于我國參與TiAl合金研究的企業(yè)較少,目前采用真空自耗熔煉的TiAl合金鑄錠最大尺寸為ue788290mm,采用等離子冷床爐熔煉的TiAl合金可達(dá)噸級(jí)。對(duì)于高Nb-TiAl合金,采用真空自耗熔煉ue788200mm以下規(guī)格鑄錠時(shí),可以得到均質(zhì)、無偏析及其他冶金缺陷的鑄錠。當(dāng)鑄錠直徑增大時(shí),采用該方法通常會(huì)產(chǎn)生明顯裂紋,甚至直接發(fā)生鑄錠開裂等嚴(yán)重質(zhì)量問題。圖1a、b分別為采用真空自耗電弧爐進(jìn)行3次熔煉所制備的ue788220mm普通TiAl合金和高Nb-TiAl合金鑄錠的冒口部位,對(duì)比可以看出,同種工藝制備的同種規(guī)格的TiAl合金鑄錠,高Nb-TiAl合金出現(xiàn)明顯裂紋,而普通TiAl合金未見宏觀冶金缺陷。同時(shí)從圖1b還可以看出,這種裂紋一般從縮孔處向四周延伸。高Nb-TiAl合金鑄錠除了存在宏觀偏析以外,微觀偏析也是一個(gè)很難解決的問題,特別是鑄錠尺寸增大后這種微觀偏析更為顯著。無論采用3種常用熔煉方法中的哪一種進(jìn)行高Nb-TiAl合金熔煉,觀察發(fā)現(xiàn)都存在以下3種微觀偏析:(1)S偏析,合金凝固過程中在枝晶間產(chǎn)生,使得枝晶間Al含量偏高而Nb含量偏低;(2)β偏析,在β→α相區(qū)產(chǎn)生,與S偏析產(chǎn)生的結(jié)果相反,形成了Nb含量偏高Al含量偏低的偏析區(qū);(3)α偏析,Nb含量達(dá)到10%時(shí),發(fā)生α→γ+α2+β相變而產(chǎn)生的高Nb偏析區(qū)。這些微觀偏析會(huì)使合金出現(xiàn)帶狀組織以及殘余相,從而造成合金性能大幅度降低。針對(duì)以上問題,首先應(yīng)從原材料上降低熔點(diǎn)差異,將高熔點(diǎn)金屬以中間合金的方式加入,平衡熔點(diǎn)差異的同時(shí)應(yīng)避免高密度夾雜,實(shí)現(xiàn)成分均勻化。另外有研究表明,O、N、H等間隙元素的存在會(huì)增大TiAl合金的脆性,因此應(yīng)選用高純度的原材料。其次,應(yīng)在熔煉工藝方面做如下改進(jìn):(1)采用多種熔煉方法復(fù)合的工藝,如首先采用真空感應(yīng)凝殼熔煉進(jìn)行充分合金化,并澆注成錠,再將該鑄錠作為自耗電極采用真空自耗熔煉方法進(jìn)行重熔,這種熔煉工藝不僅可以使合金化更加充分,同時(shí)解決了鑄錠的宏觀縮孔問題,使鑄錠致密化,在此基礎(chǔ)上已開發(fā)的熔煉工藝有VAR+PM、VAR+SM+VAR、PM+PM+VAR等;(2)熔煉時(shí),在保證熔化的條件下,選用小電流,優(yōu)化補(bǔ)縮工藝,減少氣孔和縮孔等冶金缺陷,消除偏析,使組織中無B2相和帶狀組織產(chǎn)生;(3)通過其他處理方式來避免或是減少裂紋的產(chǎn)生,如鑄錠熔煉后直接進(jìn)行去應(yīng)力退火來消除殘余應(yīng)力。這些措施還得依靠大型企業(yè)的先進(jìn)設(shè)備及豐富的熔煉經(jīng)驗(yàn),需要高校及科研院所做出理論指導(dǎo),共同合作進(jìn)行TiAl合金均勻化鑄錠的研制及生產(chǎn)。3tial和非定常產(chǎn)品的生產(chǎn)TiAl合金應(yīng)用方面,國外在航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域已報(bào)道了10余種TiAl合金零部件,并且完成裝機(jī)地面試驗(yàn)。主要用做航空發(fā)動(dòng)機(jī)高壓壓氣機(jī)葉片和低壓渦輪葉片(見圖2),減重效果十分明顯。波音787和747-8飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)上已經(jīng)采用了美國GE公司研制的TiAl合金葉片,并實(shí)現(xiàn)發(fā)動(dòng)機(jī)減重達(dá)72.5kg。而且從2000年開始國外以鍛造代替鑄造制備了TiAl合金葉片,其力學(xué)性能比鑄造葉片的更高,但這種工藝對(duì)設(shè)備要求高,制造成本高。TiAl合金在航空航天領(lǐng)域還可用于制造部分非受力或非轉(zhuǎn)動(dòng)的部件及殼體、翼、蒙皮等。此外,在汽車工業(yè)領(lǐng)域,日本率先采用高Nb-TiAl合金制作跑車上的增壓渦輪(見圖3),另外,諸如排氣閥、連桿等耐高溫部件都可能用到TiAl合金。隨著TiAl合金制備加工技術(shù)的發(fā)展,其應(yīng)用領(lǐng)域會(huì)不斷擴(kuò)大。4我國tial合金的研究現(xiàn)狀和對(duì)我國發(fā)展改革的迫切需要加強(qiáng)產(chǎn)學(xué)研合作TiAl合金是新一代高溫結(jié)構(gòu)材料,尤其是具有我國自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的高Nb-TiAl合金極大地?cái)U(kuò)大了TiAl合金的應(yīng)用范圍,有望在700~900℃條件下取代鎳基高溫合金。目前已經(jīng)進(jìn)行了基礎(chǔ)及應(yīng)用研究,而且在新型航空發(fā)動(dòng)機(jī)及汽車工業(yè)領(lǐng)域已經(jīng)得到部分應(yīng)用。近年來,國內(nèi)以北京科技大學(xué)為首的一些高校及科研院所在TiAl