陳玉勇,1,2,葉園1,孫劍飛1

TiAl合金是航空航天和汽車工業(yè)領域未來發(fā)展的重要工程材料,具有低密度(3.9~4.2 g/cm3)、高彈性模量(室溫彈性模量達170 GPa,750℃時約150 GPa,與GH4169相當)、高比強度、高比剛度、低膨脹系數、高導熱系數、抗氧化性、抗蠕變性和疲勞性能優(yōu)異等特點[1,2]。輕質耐高溫的TiAl合金板材應用在飛行器蒙皮、整體壁板類構件和翼舵等結構上具有巨大的應用潛力,將有效提高飛行器的綜合性能。圖1[3]為TiAl合金薄板和箔制作的蜂窩夾層板,該結構應用于飛行器熱保護系統(tǒng),具有重量輕、強度高、耐用、耐高溫等優(yōu)點。但TiAl合金塑性低、熱變形抗力大、熱加工窗口窄,導致軋板制備難度大。為降低軋板的制備難度,已研制出諸多體系TiAl合金,目前主流變形TiAl合金主要為β凝固型合金,其包括Ti-43Al-9V系合金[4]、TNB合金(高Nb-TiAl合金)[5]、TNM合金(Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B合金)[1]等。在高溫下,它們的相組成中含有一定量易變形的無序β相,所以具有相對較好的高溫變形能力。目前,普通尺寸TiAl合金軋板制備問題已解決。然而,大尺寸TiAl合金軋制板材存在協(xié)調變形不均勻、平面應變大、平面應力和殘余應力高等問題,導致其易起皺、開裂。迄今為止,國內研究機構尚未能制備出大尺寸高性能TiAl合金板材,從而限制了其工程化應用。本文總結了TiAl合金軋板制備方法及國內外TiAl合金板材軋制研究現狀,分析各軋制方法的優(yōu)勢,指出當前存在的問題,并對未來發(fā)展趨勢進行探討。

圖1

圖1TiAl合金蜂窩芯和夾芯板[3]

Fig.1An all TiAl honeycomb core and sandwich panel[3]

1 TiAl合金軋板制備方法

軋制是制備高性能TiAl合金板材的主要方法之一。軋板組織均勻,晶粒細小,力學性能良好。根據TiAl合金軋制坯料獲得路徑不同,TiAl合金板材軋制方法主要分為鑄錠冶金軋制、粉末冶金軋制、鑄錠直接熱軋和疊軋法。目前,為避免軋制過程中TiAl合金溫降過快和氧化行為發(fā)生,通常將軋坯進行包套處理,然后采用近等溫包套軋制坯料獲得TiAl合金軋板。其他TiAl合金板材制備方法主要包括物理氣相沉積法[6]、元素箔反應法[7]、等離子噴涂成形法[8]、3D打印成形法[9~12]和注射成形法[13]等。

1.1鑄錠冶金軋制

鑄錠冶金軋制是傳統(tǒng)TiAl合金板材制備方法,圖2為鑄錠冶金軋制流程示意圖。首先通過多次熔煉,制備出成分均勻的TiAl合金鑄錠；隨后,將合金鑄錠進行熱等靜壓處理,減少合金的偏析、微孔、疏松、微裂紋等缺陷,同時實現組織均勻化,并減少鑄錠中的殘余應力；然后,采用近等溫包套鍛造(或擠壓)對合金鑄錠進行多道次鍛造(或擠壓),使鑄造合金中粗大組織破碎、細化,為后續(xù)軋制做準備；接下來,采用近等溫包套軋制法對鍛坯進行多道次高溫軋制獲得板材；最后,將軋板隨爐保溫退火,獲得組織均勻細小的高性能TiAl合金板材。鑄錠冶金軋制研究開始較早,針對該軋制工藝的研究已相對系統(tǒng),大變形量下軋板組織中粗大晶粒和殘余片層得到有效細化,合金室溫和高溫強度較高,未來有望制備出大尺寸高性能TiAl合金軋板。

圖2

圖2鑄錠冶金軋制加工路線

Fig.2Schematics of ingot metallurgy (IM) rolling route (a-i)

20世紀80年代,Semiatin等[14,15]采用鑄錠冶金軋制,制備出尺寸為700 mm × 400 mm的TiAl合金板材,這是TiAl合金板材軋制的開創(chuàng)性成果。1995年,Semiatin和Seetharaman[14]使用等溫包套軋制在α+γ兩相區(qū)制備出Ti-45.5A1-2Cr-2Nb合金板材,軋板總厚度為3~4 mm (含包套)。日本神戶制鋼所使用坯料尺寸為200 mm × 60 mm × (3~4) mm的Ti-46Al合金,在1100℃等溫軋制出厚度為0.93 mm的TiAl合金薄板[16]。俄羅斯采用低溫軋制技術(軋制溫度低于共析溫度Te)制備出Ti-45.2Al-3.5(Nb, Cr, B)板材,最大尺寸可達400 mm × 200 mm × 1.7 mm[17]。德國GKSS研究中心Clemens研究組制備出1000 mm × 450 mm × 1 mm的Ti-45Al-(5~10)Nb-X(B, C)合金板材[3]。目前,奧地利Plansee AG公司在大尺寸TiAl合金板材軋制方面處于世界領先地位,他們提出了先進板材軋制技術(ASRP),可常規(guī)生產800 mm × 400 mm × 1.0 mm的γ-TiAl合金薄板,最大可軋制1800 mm × 500 mm × 1.0 mm的大尺寸薄板[15]。該板材軋制是在α+γ兩相區(qū)完成,板材組織為雙態(tài)組織,由γ晶粒和層片晶團組成。圖3[18]為Plansee AG公司采用ASRP (近等溫軋制)和非等溫軋制TiAl合金板材宏觀形貌及顯微組織。

圖3

圖3近等溫軋制和非等溫軋制TiAl合金板材宏觀形貌及顯微組織[18]

Fig.3Phase distribution within TiAl sheet after processing under quasi-isothermal rolling conditions and non-isothermal rolling conditions[18]

國內哈爾濱工業(yè)大學針對鑄錠冶金軋制TiAl合金板材進行了大量研究。2017年,Zhou等[19,20]采用鑄錠冶金軋制路線,在1250℃ (α+γ兩相區(qū))近等溫包套軋制出Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金板材(如圖4a[19]),軋制總變形量為85%。該板材組織為細小均勻雙態(tài)組織,平均晶粒尺寸為5.3 μm,如圖5[19]所示。然而,經過大變形量軋制后,TiAl合金中依然存在少量小尺寸殘余片層,如圖5b[19]所示。軋板室溫屈服強度和抗拉強度分別達到962和1174 MPa,塑性為1.0% (此文中塑性指標為伸長率去掉彈性部分,后文不再贅述)；800℃高溫屈服強度和抗拉強度分別達到681和777 MPa,塑性為37%[19]。其制備的軋板最大尺寸為410 mm × 70 mm × 2.1 mm。該板材是目前國內已知較高室溫與高溫強度TiAl合金軋板。其強度較高的重要原因之一是軋制變形量高達85%,板材組織中粗大殘余片層幾乎完全破碎,晶粒和層片晶團細小均勻。

圖4

圖4鑄錠冶金軋制TiAl合金板材宏觀形貌[19,21,22,24]

Fig.4Appearances of IM rolling TiAl alloy sheets

(a) Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy[19](b) Ti-44Al-5V-1Cr alloy[21]

(c) Ti-43Al-9V-0.2Y alloy[22](d) Ti-45Al-8.5Nb-(W, B, Y)[24]

圖5

圖5Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金板材及軋制Ti-45Al-8.5Nb-(W, B, Y)合金顯微組織[19,24]

Fig.5Microstructures of Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y alloy sheet (a-c)[19]and Ti-45Al-8.5Nb-(W, B, Y) alloy sheet (d, e)[24](RD—rolling direction)

(a) low magnification (b) residual lamellar region (c) duplex microstructure region

(d) normal direction section (e) RD section

2017年,燕山大學劉宏武[21]采用鑄錠冶金軋制,在1200~1240℃ (α+β+γ三相區(qū))制備出尺寸為300 mm × 200 mm × 2.7 mm的Ti-44Al-5V-1Cr合金板材,如圖4b[21]所示。板材組織主要由等軸γ晶粒、短條狀或塊狀B2相、少量的塊狀α相組成,平均晶粒尺寸為3.5 μm,如圖6[21]所示。室溫拉伸速率為5 × 10-4s-1時,板材抗拉強度為725 MPa,伸長率為2.0%。該軋板組織為等軸組織,晶粒比較細小。通常為保證板材良好的成形能力和力學性能,一般選擇在溫度適中的α+γ兩相區(qū)軋制,而該實驗軋制溫度選擇在偏低的α+β+γ三相區(qū)。軋制過程中,組織發(fā)生β、α→γ相變和γ動態(tài)再結晶,當軋制溫降過快時,會發(fā)生不完全相變,導致大量的β相分布于γ晶粒晶界處,由此形成了等軸組織。通常認為在α+β+γ三相區(qū)軋制溫度偏低,不利于大尺寸薄板的成形,這項研究對在α+β+γ三相區(qū)軋制大尺寸高性能TiAl合金板材具有一定的指導作用。

圖6

圖6Ti-44Al-5V-1Cr合金板材顯微組織[21]

Fig.6Microstructure of Ti-44Al-5V-1Cr alloy sheet[21]

2018年,哈爾濱工業(yè)大學Zhang等[22,23]采用鑄錠冶金軋制,在1260℃ (α+γ兩相區(qū))近等溫包套軋制,制備出尺寸為875 mm × 70 mm × 2.6 mm的Ti-43Al-9V-0.2Y合金板材,如圖4c[22]所示。該板材是目前國內已知較大尺寸的TiAl合金軋板,其長度較長,但寬度不足。Ti-43Al-9V系合金在高溫下β相含量較高,相對更容易變形,其顯著降低了大尺寸板材軋制難度,進一步推動了國內大尺寸TiAl合金軋板制備進程。該板材顯微組織包括γ再結晶晶粒(尺寸3~20 μm)、不規(guī)則粗大的β/γ層片和規(guī)則細小的α2/γ層片,軋制后新形成的層片晶團平均尺寸約為30 μm,如圖7[23]所示。該軋板室溫屈服強度和抗拉強度分別為684和826 MPa,室溫塑性為1.4%；700℃時抗拉強度為671 MPa,塑性為27%；800℃高溫時抗拉強度為391 MPa,塑性為67.5%。該合金板材室溫和高溫力學性能良好,但室溫組織中存在一定量的脆性B2相,導致合金板材力學性能降低,可通過進一步優(yōu)化熱處理工藝,調控組織,降低乃至消除組織中的B2相,以釋放該合金體系板材的力學性能潛力,制備出大尺寸高性能TiAl合金板材。

圖7

圖7Ti-43Al-9V-0.2Y合金板材顯微組織[23]

Fig.7Microstructures of Ti-43Al-9V-0.2Y alloy sheet[23](TD—transverse direction)

(a) low magnification (b) irregular lamellar structures (c) regular lamellar structures

2018年,北京科技大學Gao等[24]采用鑄錠冶金軋制,在1270℃制備出最大尺寸為600 mm × 75 mm × 3 mm的Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.03Y合金板材(如圖4d[24]),軋制總變形量為86.6%。該軋板組織為雙態(tài)組織,平均晶粒尺寸為6.0 μm,如圖5d和e[24]所示。該合金板材室溫屈服強度和抗拉強度分別達到911和1053 MPa,伸長率為1.8%；800℃高溫屈服強度和抗拉強度達到556 和745 MPa,伸長率為42.5%；900℃高溫屈服強度和抗拉強度達到369 和414 MPa,伸長率為93.6%。該板材是目前國內尺寸較大的高Nb-TiAl合金軋板,并且力學性能較好。同時,他們通過控制軋制溫度實現了板材組織的原位控制,經熱軋可直接獲得細化均勻的DP、NL和FL組織,無需后續(xù)熱處理工藝。與Zhou等[19]的研究結果相比,該軋板尺寸更大,室溫塑性達到了1.8%,僅強度略低于Zhou等[19]制備的板材,該軋板對高Nb-TiAl合金軋板具有重要意義。

近年哈爾濱工業(yè)大學陳玉勇等采用鑄錠冶金軋制,在1300℃ (α+γ兩相區(qū))制備出尺寸為500 mm × 400 mm × (2~3) mm的大尺寸高性能Ti-43Al-9V-0.2Y合金板材,軋制完成后對軋板采用普通板材退火工藝,去除包套過程中板材橫向與縱向均開裂。分析其開裂的主要原因之一是熱處理工藝不當,大尺寸軋板中平面應變較大、平面應力和殘余應力過高所致,所以大尺寸TiAl合金板材的退火熱處理工藝也是突破大尺寸TiAl合金板材制備的關鍵。

目前國外鑄錠冶金軋制板材已實現常規(guī)化生產,已知可生產最大尺寸為1800 mm × 500 mm × 1 mm的薄板。而國內仍受限于實驗室之內,已知的制備板材最大尺寸為875 mm × 70 mm × 2.6 mm,厚度在2~3 mm之間,其尺寸距離工程化應用尚有差距。國外軋板力學性能相關信息較少。目前,國內高Nb-TiAl合金軋板的室溫和高溫強度較高,如北京科技大學梁永峰等[24]制備的Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.03Y合金軋板及哈爾濱工業(yè)大學Zhou等[19]制備的Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金軋板室溫與高溫強度優(yōu)良,其力學性能如上述。在α+γ兩相區(qū)采用鑄錠冶金法軋制,板材組織多由層片晶團和γ晶粒組成,平均晶粒尺寸較小可達3.5 μm,較大可到30 μm[19,21,23]。通常,TiAl合金板材平均晶粒尺寸越細小,板材力學性能越好。目前,國內鑄錠冶金軋制存在的主要問題是受限于傳統(tǒng)軋制裝置無法實現等溫條件下的連續(xù)軋制。軋制過程中溫降過快,會導致塑性急劇下降,增加了大尺寸TiAl合金板材的軋制難度,同時嚴重降低了板材力學性能。國內傳統(tǒng)鑄錠冶金軋制板材的塑性相對不足,較少超過2.0%,與工程應用仍有一定差距。另外,鑄錠冶金軋制材料利用率低,加工周期長,成本高。但與其他TiAl合金軋板制備方法相比,鑄錠冶金軋制的加工工藝相對成熟,并且軋板的室溫與高溫強度表現突出,未來實現工業(yè)化生產與應用前景巨大。

1.2粉末冶金軋制

粉末冶金軋制可分為元素粉末法和預合金粉末法。元素粉末法是將Ti、Al元素粉和其他元素粉經過混粉、壓實和軋制等加工形成元素粉板坯,然后在高溫下反應形成TiAl合金板坯,最后經熱等靜壓或熱壓燒結制備TiAl合金板材的方法。由于此方法制備板材中O元素與其他雜質元素含量偏高,存在嚴重孔洞問題,致密度差,導致板材力學性能差[25,26]。預合金粉末法是將制備好的TiAl預合金粉末經過熱等靜壓或熱壓燒結成板坯,再通過近等溫包套軋制為板材的方法,如圖8所示。相比于元素粉末法,預合金粉末法所制得的合金板材O元素與其他雜質元素含量相對較低,成分均勻,致密度高,力學性能更勝一籌。因此,目前TiAl合金粉末冶金軋制典型常用方法主要為預合金粉末法,后文提到的粉末冶金軋制也屬于預合金粉末法。粉末冶金軋制板材組織均勻,晶粒細小,塑性較好,具有生產大尺寸箔材的優(yōu)勢,未來商業(yè)化生產前景廣闊。

圖8

圖8粉末冶金軋制加工路線

Fig.8Schematics of powder metallurgy (PM) rolling route (a-i)

20世紀,美國BF Goodrich航空結構集團采用粉末冶金軋制,制備出厚度為0.635 mm的Ti-46.5Al-4(Cr, Nb, Ta, B)合金箔材[15]。奧地利Plansee AG公司與德國GKSS研究中心的Clemens團隊針對粉末冶金軋制進行了研究,成功生產出大尺寸TiAl合金箔材。20世紀90年代,Clemens團隊已軋制出厚度為150 μm的TiAl合金箔材[15]。德國GKSS研究中心已知可制備出尺寸為750 mm × 350 mm × 0.25 mm的Ti-45Al-(5~10)Nb-X(B, C)合金箔材。Clemens團隊可制備厚度為75 μm的TiAl合金箔材,這是國際上公開發(fā)表的已知最薄TiAl合金箔材,但其具體制備工藝、組織和力學性能等信息未知[5]。

2011年,中國科學院金屬研究所采用粉末冶金路線,軋制出尺寸為370 mm × 220 mm × 2 mm的TiAl合金板材(內部編號TLAγ-TiAl)[27],圖9[27]為該軋板顯微組織和宏觀形貌。該軋板室溫屈服強度和抗拉強度分別為608和668 MPa,伸長率為2.56%；1000℃高溫屈服強度和抗拉強度分別為163和330 MPa,伸長率為32.0%[27]。這是國內較早通過粉末冶金軋制的較寬尺寸TiAl合金板材,其具有良好的焊接成形性,焊縫無缺陷及二次裂紋,焊接區(qū)組織與基體差別小,但該合金成分及主要服役溫度區(qū)間(600~900℃)力學性能信息尚未透露[27]。

圖9

圖9粉末冶金軋制γ-TiAl合金板材[27]

Fig.9γ-TiAl alloy sheet of PM rolling[27]

(a) microstructure (b) appearance

2014年,中南大學Liu等[28]采用粉末冶金軋制,在1280℃軋制出Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材,總變形量最高達到73%,板材組織為雙態(tài)組織,平均晶粒尺寸為15 μm,如圖10[28]所示。該軋板室溫抗拉強度為870 MPa (軋制總變形量為63%),這是目前國內通過粉末冶金軋制板材中具有較高室溫強度的代表之一。

圖10

圖10Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材(變形量73%)顯微組織[28]

Fig.10Microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.3W alloy sheet (reduction 73%)[28]

2016年,中南大學Li等[29]使用粉末冶金軋制路線,在1270℃軋制出Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材。軋制總變形量為50%,每道次變形量為10%,最終軋板厚度為4 mm。板材組織為雙態(tài)組織,平均晶粒尺寸為8 μm,如圖11[29]所示。該軋板室溫屈服強度和抗拉強度分別為582和621 MPa,塑性為2.0%；800℃高溫時,板材的屈服強度和抗拉強度分別約為460和650 MPa,塑性為7.2%。該合金室溫與高溫力學性能良好,但軋板具體尺寸未知。

圖11

圖11Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材(變形量50%)顯微組織[29]

Fig.11Microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.3W alloy sheet (reduction 50%)[29]

2020年,哈爾濱工業(yè)大學張冬冬[30]使用Ti-43Al-9V-0.3Y預合金粉末,通過粉末冶金路徑,在1200℃軋制出TiAl合金板材,其組織為雙態(tài)組織,平均晶粒尺寸為12.5 μm,室溫屈服強度和抗拉強度分別為541和650 MPa,塑性高達3.0%；800℃高溫時,屈服強度和抗拉強度分別為366和371 MPa,塑性為58%。目前國內制備的TiAl合金軋板室溫塑性達到3.0%的非常少見。其室溫塑性達到3.0%的主要原因之一可能是由于加入Y元素,其與O元素反應形成Y2O3,降低了合金中O含量,同時細化晶粒,從而使室溫塑性得到大幅提升。

公開資料表明,歐洲在粉末冶金法軋制工藝方面已處于世界領先地位,可生產最薄厚度為75 μm的大尺寸TiAl合金箔材[5]。國內粉末冶金軋制TiAl合金板材中,力學性能相對較好的軋板為中國科學院金屬研究所的γ-TiAl合金板材,其室溫和高溫拉伸性能如上述[27]。粉末冶金軋制板材組織均勻,晶粒細小,塑性相對較好,更容易軋制薄板或箔材。但是相比于鑄錠冶金軋制板材,其強度略低,而且粉末冶金板材O含量容易升高,且預合金粉末制備成本高。然而,鑄錠冶金軋制在熔煉TiAl合金時,由于Al元素燒損、偏析等,Al含量不易控制,從而導致后續(xù)板材的力學性能不穩(wěn)定。而通過粉末冶金法制備的TiAl合金中,Al含量易控制,故力學性能穩(wěn)定。同時,鑄錠冶金軋制過程中會切去部分坯料,而粉末冶金由于近凈成形,材料利用率遠高于鑄錠冶金軋制。并且,粉末冶金軋制路線中熱等靜壓理論上可制備無尺寸限制的板材坯料,所以粉末冶金軋制路線使生產超大尺寸TiAl合金薄板成為可能[18]。

1.3鑄錠直接軋制

鑄錠直接熱軋技術是將多次熔煉的TiAl合金鑄錠直接軋制獲得板材的方法。相較于鑄錠冶金軋制,省去了中間的熱等靜壓和鍛造(或擠壓)工序。鑄錠直接熱軋由于加工周期較短,成本較低,引起了科研工作者的廣泛關注,但該方法成形難度較大,室溫塑性和組織均勻性等有待進一步提高。

1991年,日本Matsuo[31]首次提出鑄軋法制備TiAl合金板材。1998年,Hanamura和Hashimeto[32]采用鑄軋法制備出TiAl-1%TiB2(原子分數)板材,軋板組織為雙態(tài)組織,平均晶粒尺寸為10 μm,室溫塑性為2.1%,1100℃高溫拉伸強度保持在200 MPa水平。該軋板是國際上首次采用鑄軋制備TiAl合金軋板,并且該軋板晶粒細小,力學性能良好。

國內北京科技大學針對鑄錠直接熱軋TiAl合金板材進行大量研究。2016年,沈正章[33]采用鑄錠直接包套熱軋技術,制備出尺寸為1000 mm × 70 mm × 2 mm的Ti-45Al-8.5Nb-(Nb, W, B)合金板材,如圖12a[33]所示。該板材室溫屈服強度和抗拉強度分別為646和691 MPa,塑性為0.5%；800℃屈服強度與抗拉強度分別為529和539 MPa,塑性為0.7%；850℃屈服強度與抗拉強度分別為500和530 MPa,塑性為2.1%。該板材室溫與高溫強度表現良好,但是室溫與高溫塑性偏低,與工程應用尚有一定距離。2016年,曾尚武[34]采用鑄錠直接包套熱軋技術,制備出尺寸為510 mm × 105 mm × 1.40 mm的TNM合金板材(如圖12b[34]),實際成分為Ti-44.45Al-3.80Nb-1.01Mo-0.29Si-0.14B。該板材室溫屈服強度和抗拉強度分別為348和571 MPa,伸長率為1.78%；800℃高溫屈服強度和抗拉強度分別為411和460 MPa,伸長率為16.76%。該合金板材厚度為1.40 mm,是國內軋制TiAl合金板材中較薄的代表,但其室溫與高溫力學性能偏低。

圖12

圖12鑄錠直接熱軋TiAl合金板材宏觀形貌[33~36]

Fig.12Appearance of direct-rolling TiAl alloy sheets

(a) Ti-45Al-8.5Nb-(Nb, W, B) alloy[33]

(b) Ti-44.45Al-3.80Nb-1.01Mo-0.29Si-0.14B alloy[34]

(c) Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.2Y alloy[35]

(d) Ti-44Al-5Nb-1Mo-2V-0.2B alloy[36]

2021年,陳林[35]采用鑄錠軟包套直接熱軋技術,在1350℃ (α相區(qū))軋制出尺寸為300 mm × 80 mm × 3 mm的Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.2Y合金板材(如圖12c[35]所示),其室溫抗拉強度達到858 MPa,伸長率為0.26%,800℃高溫屈服強度為573 MPa,抗拉強度為744 MPa,伸長率為6.0%。該板材室溫與高溫強度較高,但室溫塑性差。為避免TiAl合金高溫軋制過程氧化和溫降等問題發(fā)生,常采用不銹鋼或鈦合金作為包套材料,但該實驗首次使用石棉(含Zr陶瓷纖維毯,可耐1400℃)作為包套材料,其宏觀形貌如圖13[35]所示。使用軟包套不僅可減少繁瑣的傳統(tǒng)合金包套工藝,而且避免了軋制時包套合金中的元素擴散到TiAl合金內。該方法拓展了TiAl合金包套材料的選擇范圍,但軟包套散熱比合金包套快,且軟包套軋制對板材成形能力和表面質量的影響有待進一步研究。

圖13

圖13鑄錠直接熱軋坯料宏觀形貌[35]

Fig.13Appearance of direct-rolling billet[35]

(a) Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.2Y alloy billet (b) billet + soft can

2019年,國內東北大學Li等[36]采用鑄錠直接熱軋技術,在1200℃ (α+γ兩相區(qū))軋制出尺寸為330 mm × 115 mm × 3 mm的Ti-44Al-5Nb-1Mo-2V-0.2B合金板材(如圖12d[36]),軋制總變形量為78.8%,軋板組織為雙態(tài)組織,平均晶粒尺寸為15~20 μm,如圖14[36]所示。800℃時合金的抗拉強度為523 MPa,塑性為32%。該板材軋制變形量較大,平均晶粒尺寸細小,但組織均勻性不足,仍存在一定量的粗大殘余片層組織,力學性能一般。

圖14

圖14Ti-44Al-5Nb-1Mo-2V-0.2B合金板材顯微組織[36]

Fig.14Microstructures of Ti-44Al-5Nb-1Mo-2V-0.2B alloy sheet with different magnifications (a, b)[36]

國內TiAl合金軋板名義成分、軋制方法、尺寸及力學性能匯總于表1[19,21,23,24,27,29,30,33~36]。目前,國外鑄錠直接熱軋TiAl合金板材相關信息較少,國內鑄錠直接熱軋技術制備的TiAl合金板材中,力學性能相對較好的軋板為北京科技大學林均品課題組制備的Ti-45Al-8.5Nb-(Nb, W, B)合金板材,其室溫和高溫拉伸性能如上述[33]。相對于傳統(tǒng)TiAl合金板材軋制方法,目前國內鑄錠直接熱軋技術制備TiAl合金板材的組織均勻性較差,晶粒尺寸偏大,力學性能偏低,尤其塑性較差。但由于鑄錠直接熱軋技術省去了中間鍛造(或擠壓)工序,大幅降低了軋板制備的經濟成本和時間成本,經估算鑄錠直接熱軋技術成本相較于傳統(tǒng)的鑄錠冶金軋制和粉末冶金軋制降低約35%[5]。因此,如何在保證成本優(yōu)勢的同時制備出力學性能優(yōu)異的TiAl合金板材將是鑄錠直接熱軋未來發(fā)展的重要方向。

表1國內TiAl合金軋板名義成分、軋制方法、尺寸及力學性能[19,21,23,24,27,29,30,33~36]

Table 1Nominal composition, rolling method, dimension, and mechanical properties of TiAl alloy sheet in China[19,21,23,24,27,29,30,33-36]

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1.4疊軋法

疊軋法是將板材或箔材疊放為多層狀結構,通過熱壓燒結、軋制和熱處理等部分或全部工序制備TiAl合金板材的方法,主要包括元素箔疊軋法、預合金箔疊軋法。元素箔疊軋法是以純Ti箔和Al箔為原材料,交替疊放為多層狀結構,再通過上述熱壓燒結、軋制和熱處理等部分或全部工序制備TiAl合金板材的方法。與粉末冶金法相比,元素箔疊軋法避免了O元素和其他雜質元素的混入。預合金箔疊軋法則是將TiAl合金箔材與其他合金箔材疊放為多層狀結構,再通過熱壓燒結成板坯,最后軋制出TiAl基復合材料板材的方法。圖15為疊軋法制備γ-TiAl合金板材工藝流程。該方法繞開了對塑性低、熱變形抗力大的TiAl合金板坯直接軋制,有望成功解決TiAl合金箔材和薄板的成形問題,但目前階段該方法制備軋板多存在Kirkendall孔洞問題,力學性能不佳。

圖15

圖15疊軋法加工路線

Fig.15Schematics of roll bonding route (a-e)

美國Alabama大學Luo等[37]和Zhang等[38]對疊軋法制備TiAl板材進行大量研究。2010年,Chaudhari和Acoff[39]以厚度為82 μm的Ti箔和77 μm的Al箔為原料,首先經累積疊軋焊法制備板坯,再將板坯進行熱處理,反應生成TiAl基合金,最后將尺寸為40 mm × 30 mm的板坯進行包套熱軋(包套材料為純Ti),軋制溫度為1300℃,軋制總變形量為45%。該軋板組織為近全片層組織,板材中存在較多孔洞,室溫抗拉強度不到325 MPa,塑性為0.9%；600℃高溫時抗拉強度不到300 MPa,塑性為1.3%。與其他制備方法相比,該軋板省去了昂貴的熱等靜壓工藝,但力學性能較差。

國內哈爾濱工業(yè)大學針對疊軋法制備TiAl基復合材料進行了大量研究。2009年,孔凡濤和陳玉勇[40]將Ti-43Al-9V-0.3Y合金板材與Ti-6Al-4V合金板材疊放后進行包套,然后高溫軋制出厚度為3 mm的Ti-43Al-9V-0.3Y/Ti-6Al-4V復合板材,軋制溫度為1150℃,軋制總變形量為80%,軋板宏觀形貌如圖16[40]所示。其中Ti-6Al-4V側為魏氏組織,Ti-43Al-9V-0.3Y側相組成包括α、γ和B2相,界面處結合良好,界面層厚度約為40 μm。復合軋板室溫強度和延伸率分別超過800 MPa和4%。

圖16

圖16Ti-43Al-9V-0.3Y/Ti-6Al-4V復合板材宏觀形貌[40]

Fig.16Appearance of Ti-43Al-9V-0.3Y/Ti-6Al-4V composite sheet[40]

2010年邊卓偉[41]以TiB2顆粒增強鋁基復合材料(B4C/Al)板材和純Ti板材為原料,板材交替疊放,先采用熱壓燒結反應制備出板坯,再通過軋制成形工藝制備出Ti-B4Cp/Al復合材料板材。2011年,王銀[42]將TiB2/Al與Ti箔交替疊放,采用與文獻[41]同樣工藝制備出TiAl基復合材料板材。該合金板材在700和800℃高溫時抗拉強度分別為248和223 MPa。2012年,崔喜平[17]使用與文獻[42]同樣原材料和工藝制備出微疊層TiB2-TiAl復合材料板材,其顯微組織為全片層組織和等軸狀α2-Ti3Al組織,α2/γ層片晶團尺寸為300~600 μm,片層間距為0.9~3 μm,等軸α2晶粒尺寸為50~150 μm。其中,2.6%TiB2(體積分數)-TiAl復合材料的室溫屈服強度和抗拉強度分別為179和251 MPa,塑性為2.27%。該合金板材組織粗大,室溫強度較低。這些通過元素箔疊軋法制備的TiAl基復合板材組織粗大,力學性能差。

疊軋法制備板材由于在界面處存在原子擴散效應,會形成大量Kirkendall孔洞,導致力學性能不足。而2018年,Sun等[43]使用尺寸為100? mm × 65? mm × 2.2? mm高Nb-TiAl合金板材與同樣尺寸的Ti-6Al-4V合金板材為原料,通過疊層熱壓軋制,制備出尺寸為195 mm × 75 mm × 2.6 mm的鈦合金-TiAl合金疊層復合材料板材,軋制總變形量為85%,在界面處未發(fā)現孔洞,如圖17[43]所示。該材料界面層厚度約為260 μm (如圖17b[43]所示)。界面由4種組織區(qū)組成,從Ti-6Al-4V側向高Nb-TiAl側組織區(qū)分別為針狀α2、O-Ti2AlNb和β/B2相區(qū)；片狀α2相區(qū)；針狀α2和β/B2相區(qū)；針狀γ相、等軸α2相和β/B2相區(qū),如圖17c和d[43]所示。在高Nb-TiAl合金與Ti-6Al-4V合金的界面處沒有孔洞或裂紋,避免了Kirkendall孔洞在界面層中出現,如圖17b和c[43]所示。該疊軋板材無孔洞主要是由于軋制時的高溫和大變形使Kirkendall孔洞閉合所致。

圖17

圖17Ti-6Al-4V/高Nb-TiAl疊層復合材料軋板顯微組織[43]

Fig.17Microstructures of Ti-6Al-4V/high Nb-TiAl laminate composite material[43]

(a) low magnification (b) low magnification micrograph of interface region

(c) high magnification micrograph of interfacial region

(d) schematic of phase distribution in interfacial region

由于Ti箔與Al箔塑性變形相對容易,所以疊軋法使TiAl合金板材制備難度降低。與鑄錠冶金軋制和粉末冶金軋制相比,疊軋法可選擇不使用成本高的熱等靜壓。但疊軋法工藝難度較大,TiAl合金軋板致密度不足,力學性能有待提升,離實際應用尚有一段距離。

另外,寶鈦集團發(fā)明了一種鋼板包覆疊軋制備鈦合金薄板的方法。此方法是將多層較薄鈦合金板材噴涂上隔離劑,然后交替疊放,采用近等溫包套軋制,以此制備出鈦合金箔材的方法[44]。未來可嘗試利用該方法制備TiAl合金薄板,突破國內大尺寸TiAl合金薄板的制備瓶頸。

2總結和展望

大尺寸高性能TiAl合金板材或箔材是航空航天領域重要的輕質高溫結構材料。目前,國內TiAl合金板材軋制研究發(fā)展迅猛,板材力學性能表現良好,在室溫和高溫下,屈服強度與抗拉強度表現突出,但室溫塑性仍有待提高。國內高性能TiAl合金板材的尺寸和厚度與國外相比仍有較大差距,與工程化應用尚有一定距離。對此,提出幾點關于軋制大尺寸TiAl合金板材的建議：(1) 降低TiAl合金中N、O含量,提高合金的室溫塑性；(2) 對現有近等溫軋制裝置進行改造,實現軋制工藝參數的精準控制,保證近等溫軋制條件,避免合金的起皺、開裂及力學性能降低等問題；(3) 優(yōu)化軋制溫度、變形量、速率等工藝參數,使合金處于合適的熱加工區(qū)間,獲得組織均勻、晶粒細小、力學性能優(yōu)異的軋板,同時保證其協(xié)調變形,避免軋制過程中起皺、開裂；(4) 優(yōu)化大尺寸高性能TiAl合金板材的退火熱處理工藝,避免因殘余應力過高導致彎曲、開裂等問題。

同時針對未來TiAl合金板材的服役環(huán)境,可通過建立和完善TiAl合金板材力學性能數據庫,完善TiAl合金焊接方法及接頭組織性能調控,以此加快TiAl合金板材商業(yè)化應用的步伐。