论文部分内容阅读
γ-TiAl基合金具有低密度、高比强度和高比弹性模量等优点,极具应用前景。但是由于γ-TiAl基合金的本质脆性问题,TiAl合金板材难以通过传统的轧制方法来制备。目前能够用于γ-TiAl基合金板材商业化生产的方法为特殊轧制法,它主要分为铸锭冶金和粉末冶金两种路径。铸锭冶金路径存在成分偏析以及均匀化时间长等问题,粉末冶金存在致密化问题,也可能存在夹杂以及Ar气孔等问题。箔冶金法已经被用来制备金属间化合物板材。相对于粉末颗粒而言,箔材比表面积较小,故表面受污染的程度小;相对于铸锭而言,箔材的厚度较小,故元素的扩散距离短,成分均匀化比较容易实现。本文尝试用箔冶金的方法制备了γ-TiAl基合金板材以及 SiCf/TiAl复合材料,并对相变过程及相关机制进行了研究。 对层叠的Ti/Al箔在520-650℃的界面反应研究表明,在Al箔未完全消耗以前TiAl3是界面唯一的反应产物。在四种化合物相α2-Ti3Al、γ-TiAl、TiAl2和TiAl3中,TiAl3在Ti/Al界面处形核引起的界面能增加最小,这种界面热力学条件决定了TiAl3的优先生长。这种初生相的选择机理比有效生成热模型能够更全面地解释四种Ti-Al化合物相之间的竞相选择关系。在520-600℃热处理时,TiAl3相层的长大由扩散控制;625-650℃热处理时,TiAl3相层的长大是反应控制;各温度下的TiAl3相层均主要向Al箔一侧长大。计算了晶粒尺寸对箔材中原子实际扩散系数的影响,将计算结果应用于TiAl3相层长大过程的数值模拟,模拟结果与实验结果吻合较好,为日后处理多晶材料中的扩散问题提供了参考。Al箔完全与Ti箔反应转变为TiAl3后,α2、γ和TiAl2在Ti/TiAl3界面生成且呈层状分布,相层与板材板面平行。 根据 DSC分析结果制定的箔冶金法制备二元γ-TiAl基合金板材的工艺为640/12 h+850/35 h+1350/2 h℃℃℃。640℃/12 h热处理后的板材组织为层状分布的Ti/α2/γ/TiAl2/TiAl3相层,各相层与板面平行。在850℃热处理时,随着保温时间的增加,Ti、TiAl2、TiAl3相层厚度逐渐减小直至相层完全消失,α2、γ相层逐渐长大,这两相的长大由扩散控制。经过1350℃热处理后的板材为全片层结构,组织均匀,α2/γ团簇在板材厚度方向的尺寸大约为单层Ti箔和单层Al箔厚度之和。这为箔冶金法制备γ-TiAl基合金板材的原料箔材的厚度选择原则提供了依据。 640/12 h+850/35 h+1350/2 h℃℃℃工艺制备的板材中,80％的片层与板材板面的夹角小于30°,这种组织得益于原料Ti箔中的(0001)织构。640/12 h+℃1000/10 h+1350/2 h℃℃工艺制备的板材也是全片层结构,但片层取向趋于随机分布。这是因为如果第二步热处理温度选择在α/β转变温度以上，在板材制备过程中会发生α→β→α转变,从而弱化了Ti箔的(0001)织构。用前种工艺成功制备了厚度为0.7 mm的波纹板,证明了箔冶金法可以用来制造形状较为复杂的零件。 用热压层叠的TiNb/Al、TiNbCr/Al、TiAlWSi/Al箔的方法分别制备了Ti-47Al-5Nb、Ti-48Al-2Nb-2Cr和Ti-47Al-4W-Si板材。所制备的板材具有近全片层结构, Ti、Al、Nb、Cr等元素分布均匀,Ti-47Al-4W-Si板材中有 B2相和Ti5Si3相析出。而用热压层叠的Ti/Al/Nb元素箔的方法未能制备具有片层组织的板材,且Nb元素浓度梯度很明显,这表明热压钛合金箔/铝箔的方法比热压元素箔的方法能够更有效地制备γ-TiAl基合金板材。 用箔冶金法制备的SiCf/TiAl复合材料板材的基体为全片层组织。纤维和基体接触的部分位置有“耳”状孔洞,基体和SiC纤维之间发生界面反应。当SiC纤维与Al箔复合时,界面反应产物从纤维到基体依次是SiC TiC Ti∣∣3SiC2∣5Si3 Ti∣5(Si, Al)3+Ti2AlCγα∣∣2/γ团簇;当SiC纤维与Ti箔复合时,界面反应产物从纤维到基体依次为SiC TiC Ti∣∣3SiC2 Ti∣5Si3 Ti∣5(Si, Al)3+Ti2AlC Ti∣∣2/γ团簇。从热力学的角度分析了各相产生的可能性,并从动力学以及晶体学的角度分析了Ti5Si3、Ti3SiC2以及 Ti3AlC2的产生机理。整体说来,该方法制备的复合材料基体组织均匀,基体/纤维接触良好,说明该方法有制备TiAl基复合材料的潜力。