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1、第十一章 Ti-Al系金属间化合物,11.1 Ti-Al系中主要金属间化合物相Ti-Al二元系中有4个金属间化合物，Ti3Al、TiAl、TiAl2和TiAl3。, Ti2Al相 研究较少，而且它周围相区的情况还不十分确定。 TiAl3相 具有DO22超点阵结构，可看作是L12超点阵的派生结构，即在L12超点阵结构的(001)面引入位移矢量为1/2的反相畴界获得。TiAl3的点阵常数a=0.3848nm，c=0.8596，c/a=2.23。 *熔点较低，1340 *密度低，3.4g/cm3 *抗氧化性能好，Al含量为75，是Ti-Al系中唯一能在空气中生成Al2O3氧化膜的金属间化合物。 *比
2、强度，比模量高 TiAl3 TiAl Ti3Al Ti Al E/ 0.63 0.47 0.28 0.27 0.26 *作为新型高温轻质材料一直受到关注 缺点：室温下很脆,改善塑性的努力,微合金化：用微合金化来促进DO22结构TiAl3的111112孪生或(001)110滑移，从而改善塑性，但未获成功。 宏合金化：加入第三元素，改变四方的DO22结构，使其成为L12，从立方晶体所具有的独立滑移系数目来看，对TiAl3变形性能的改善是十分有利的。 事实上，TiAl3中加入第四周期中从Cr到Zn以及某些第五、第六周期元素，都能实现结构转变，在室温下都有相当程度的压缩塑性。 尽管国内外进行了十多年努
3、力，立方结构的TiAl3基合金仍然太脆，加上它的高温强度也不高，因而无法实际应用。 Ti3Al ：后面讲 TiAl ：后面讲,DO22结构,-TiAl及其合金,-TiAl的特点,密度低，3.7-3.9g/cm3，仅及Ni基高温合金的一半，Ni基合金的比重为7.9-9.5g/cm3。对航空航天发动机高温零件减轻重量十分有利。 比刚性高，较航空发动机其他常用结构材料(包括高温合金)高50。高刚性有利于要求低间隙的部件，如箱体、构件以及支撑件等。同时可以将噪声震动移至较高频率而提高叶片等部件的寿命。 600-700良好的抗蠕变性能，比强度高，可能替换某些Ni基高温合金部件，如涡轮盘、涡轮叶片等，重量
4、还可以减轻一半。,TiAl合金具有良好的阻燃能力，可替代一些昂贵的阻燃Ti合金。 缺点：较低的抗损伤能力，其较低的室温塑性、断裂韧性和高的裂纹扩展速率增加了失效的可能性。,-TiAl合金的应用,航空发动机应用 1993年，美国GE发动机公司开始将Howmat公司铸造的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金低压压气机叶片装在CF680C2做1000个模拟飞行周次考核，台架试车，结果叶片完整无损，TiAl合金的延伸率仅0.5%左右。,1996年，NASA的“AITP”计划，作GE90发动机5级和6级低压压气机叶片，取代Rene 77叶片，降低总重量80kg。 此外，TiAl合金作为机匣、涡轮盘、支撑架
5、、导梁等应用也在逐步展开。 汽车应用 日本京都大学和川崎重工株式会社新开发的Ti-47Al-Fe-B合金用作汽车用废气增压涡轮，外径80mm，代替镍基高温合金重量减轻一半，台架试车结果表明，以TiAl合金增压的发动机加速响应时间显著减少。这对于改善车用发动机的加速瞬态响应特性，减少燃烧不充分造成废气污染具有重要意义。,-TiAl的基本特性,-TiAl的晶体结构及基本特性,晶体结构：L10结构， 空间群为P4/mmm，它是由001方向上只有Al原子或者只有Ti原子组成的原子面交替重叠排列而成，每个晶胞有4个原子，2个Ti原子，2个Al原子。100、010方向上的点阵常数与001方向上的不同。-T
6、iAl晶体是一种面心四方结构，a=0.398nm，c=0.404nm，c/a=1.015，随Al含量增加在1.01-1.03之间变化。 滑移系：滑移面为111，滑移方向有110、101和112。111面上的位错有1/2110和1/2112普通位错，以及011超位错。1/2 110 的柏氏矢量最短，011超位错可分解为两个1/2011偏位错夹一片反相畴(APB)。 原子沿三个不同位移矢量，即沿bA(1/2101)、bc(1/b 211)和bs(1/6112)运动就分别产生反相畴(APB)、复杂层错(CSF)和内禀层错(SISF)。,孪晶：TiAl L10结构有两种孪晶： 真孪晶：所有原子的种类和
7、位置都是孪晶对称的。第一原理计算的真孪晶界为50-60J/mol。 伪孪晶：原子的位置是严格的孪晶对称的，原子种类不符合严格的孪晶对称要求，因此存在APB，伪孪晶界能高达530mJ/mol。 有序畴的位向关系： TiAl L10结构中111上两个相邻的有序畴可能有6种位向关系(和表示平行和反向平行)：,(A)的情况下，两个有序畴之间或者没有界面，或者形成一个平移有序层错畴界。(B)和(C)是等价的，其界面是120旋转有序层错畴界。相邻两个有序畴的c轴互相垂直。(a)的情况是相当两相邻畴具有111关系，是一种真孪晶关系。(b)和(c)是等价的，是一种伪孪晶关系，下图给出了伪孪晶关系的原子排列和电
8、子衍射图。双相TiAl合金中的2-Ti3Al和-TiAl的结晶学关系为：,两相TiAl合金2与的结晶学关系： 相应也有六种变体，见表13-4。,-TiAl的形成及其基本的固态相变,从液态TiAl冷却时可以有三种完全不同的凝固路线 1. 相凝固 多数TiAl基合金含Al量为4647，由液相冷却时将首先形成相，并择优沿其C轴生长，形成柱状晶组织，在随后冷却过程中，从柱状晶中析出相，形成2板条组织：两者保持确定位向关系： 相共析反应分解也是形成2相板条组织。由于相和相之间的位向关系，所有的板条将垂直于相的c轴方向(柱状晶的生长方向)，最终得到的铸态组织有明显的各向异性特征。当铸造具有复杂的形状TiA
9、l部件时，这种柱状晶织构将导致铸件不同部位性能的差异。, 相凝固 相凝固组织的柱状晶特征较之相凝固要弱的多。沿方向择优凝固的相有三个等同的方向。冷却转变为相时两相间满足位向关系： 所以将可能形成十二种不同取向的变体，最终在每个晶粒中得到取向完全不同的板条团。相应地，具有这种组织的部件的机械性能比较一致。 相凝固：得到单相组织,化学计量比和冷却速率对平衡态组织的影响,计量比影响 * TiAl基合金缓冷态接近平衡的组织随成分而异，Al含量大于50的TiAl合金热处理时多处于单相区，冷却至室温后将得到单相组织。 *Al含量为4650(原子分数)的合金在两相区处理后缓冷至室温将得到两相组织，该组织由晶
10、粒和板条晶粒所组成，其中板条晶粒是由高温相中析出的2和层片所构成。该类组织被称为双态(duplex)组织。 *第三种组织是Al含量小于46的合金在单相区处理后缓冷所得到的全板条(fully-lamellar)组织。,冷却速率影响,TiAl基合金先在单相区固溶处理后，随着冷却速度不同可得到不同的相分解产物。如图134所示。 *极缓慢冷却条件下将得到胞状(cellular)组织； *在炉冷等较低的冷速下(0.05-3/s)，将得到全板条组织； *中等冷速如空冷将得到魏氏组织(Widmanstatten)或羽毛状(feathery)组织； *水淬可将得到块状(massive)组织。 *进一步提高冷速
11、和增加过冷度将抑制相的分解而直接有序化而得到单相2组织。,板条组织,2相板条组织不仅可以通过从相中析出相形成，相共析反应分解也是形成2相板条组织。试验表明，典型的共析反应实际上是很难发生的。因为2和相形核的难易程度有很大区别：2仅为有序相变(成分变化不大)，而为扩散型相变。 相的析出较之有序相变要缓慢得多。通常，-TiAl合金中所得到的2板条组织，是通过相由相或有序2相析出而形成。依Al含量的不同，板条组织的形成有两种不同的方式： (1)高Al合金中相首先析出板条及随后层片有序化为2； L()L(2)，其中L代表板条组织， (2)低Al合金中相首先有序化为2随后再析出板条2L(2) 有人认为A
12、l含量大于43时按前者进行，Al含量小于43时按后者进行。,板条组织的形成与层错有关，基体上的层错可以成为片状相的析出核心。层片以短程扩散的台阶移动机制生长。板条组织的板条间距(L)取决于冷却速度(dT/dt=R)，并可表示为：L-(R)-1/2，图13-16为不同Al含量的合金的板条间距与冷速的关系。,双相-TiAl基合金的显微组织,基本的显微组织控制 综合性能较好的组织特征 组织类型：全板条(FL)。 2/的平均体积分数在0.05-0.25之间。 晶粒尺寸(GS):50-250m。 板条间距():0.05m0.5m。 具有锯齿状晶界。 TiAl合金的四种典型组织,等轴近组织(NG)。在刚高
13、于共析温度的+两相区处热处理，得到的接近完全等轴晶粒的组织，通常还含有少量的晶界细小相颗粒。晶粒度一般较小，调整处理温度可获得更细的晶粒。,双态组织(DP)。在Ti-Al相图上+相两相区内，在体积分数大致相等的温度(约为Ta-60)进行热处理获得DP组织。高温下的组织是等轴和相两相，此时，相为高温是无序相，经空冷或炉冷则得到/2层片团，最后得到等轴晶粒加/2层片团构成的双态组织。由于相和相在处理温度保温时相互钉扎，晶粒长大速度较慢，所以双态组织的晶粒尺寸一般较小(10-50m)。,近片层组织(NL)。在刚低于Ta温度不远的+两相区进行热处理，经空冷或炉冷均可得到由/2层片和少量分布于层片团间的
14、等轴晶粒组成的近全层片组织。由于相较少，对相长大的钉扎作用减弱，故产生的片层团较大(200-500m)， 晶粒一般小于20m，热处理温度愈远离Ta，则层片团尺寸愈小，但晶粒愈多。,全层片组织(FL)：在刚高于Ta温度进行热处理，高温下的单相经炉冷就可以得到完全由/2层片团构成的全层片组织。因处理温度较高，而且没有相的钉扎，晶粒长大速度很快，所以全层片组织一般较为粗大：铸态FL合金的晶粒尺寸多在6001000m，合理选择热加工及处理工艺可将变形FL组织的晶粒控制在100300m。,组织微观尺寸的控制,组织微观尺寸的控制包括有：板条组织含量、晶粒大小控制、2/的平均体积百分比控制、板条间距的控制、
15、晶界(片团界面)控制等。主要是控制加热温度和保温时间、冷却速率等。 对于FL处理，随温度上升，晶粒尺寸或FL片团尺寸按指数规律增大。随保温时间延长，晶粒尺寸或FL片团尺寸按抛物线关系长大。 在两相区加热，对NL和DP组织也存在类似关系，但相对于FL处理而言，FL处理对温度更敏感。因为在两相区，和两相在晶粒长大的过程中会相互阻隔，晶面迁移都很慢，因而可得到细晶组织，在两相区的某一区间(1260-1310)，DP的晶粒尺寸最小且随时间增加增长十分缓慢. 由于在相区晶粒长大迅速，而TiAl合金的热变形又很难均匀化，因而靠简单地调整再结晶工艺参数(时间、温度)只能控制大尺寸的FL晶粒直径，难以得到均匀细小的FL组织。,鉴于一般组织控制方法难于得到细晶又细片组织，发展了一些新的热机械加工方法，目前较为成熟的几种优化典型组织的加工工艺有： 热机械处理板条组织(TMTL)。TMTL组织是将热变形TiAl合金在单相区保温较短时间缓冷而得到的组织。一般片团尺度100300m，有齿状界面。因单相区保温时晶粒长大速度较快，TMTL合金中一般加入0.03%-0.5%(原子分数)的B，并以TiB
