(3)单向送粉双向扫描对激光熔覆层稀释度的影响
激光熔覆扫描工艺不仅对熔覆层是否开裂影响很大,而且对熔覆层的稀释度也有很大的影响。通过表2试样比较可知,单道熔覆时,若采用双向扫描,则由于熔覆层吸收的能量较大,熔池中熔体的温度较高,基体的熔化深度也就较深。熔化了的基体材料在熔池对流传质的作用下,扩散到熔覆层中,造成熔覆层稀释度增大,从而使熔覆层成分有较大的改变。采用单向送粉双向扫描进行多道搭接时,如果工艺参数保持不变,则随着熔覆道数的逐步增加,试样和熔覆层的温度会越来越高,基体的熔化深度也就越来越深,从而使熔覆层的稀释度越来越大。在试样边缘处,由于散热能力差,熔覆层的稀释度也就更大。因此,在多道搭接熔覆时,应随着道数的增加逐步降低激光能量密度(比如降低激光功率),以减少基体对熔覆层的稀释。在处理工件边缘时应进一步降低激光能量密度,以减小边
角效应的影响,保证熔覆层的成分、组织和性能。
3 结论
(1)在无预热、后热等裂纹控制措施下,采用单
向送粉单向扫描工艺进行单道熔覆时,Ni60合金对裂纹非常敏感。通常裂纹起止于熔覆层与基体的交界面,并贯穿整个熔覆层。多道搭接熔覆时,裂纹会向前道或后道熔覆层横向传递。
(2)在无预热、后热等裂纹控制措施下,采用单向送粉双向扫描工艺进行单道熔覆或多道搭接熔覆,皆可有效地避免Ni60合金熔覆层裂纹的产生,提高熔覆层表面的平整度,从而省去了为防止裂纹而采取的预热、后热等措施,提高了粉末利用率,减少了后续机械加工余量,简化了熔覆工序,降低了成本。
(3)单向送粉双向扫描激光熔覆工艺输入工件的激光能量比单向扫描大,故在多道搭接熔覆时,会使试样和熔覆层的温度明显升高,熔覆层的稀释度逐步增大。为了保证熔覆层的成分、组织和性能,熔覆时应随着道数的增加逐步降低激光能量密度。
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属热处理,2001,26(1):18221.
材料研究
超塑性钛合金的研究进展
曾立英,赵永庆,李丹柯,李倩
(西北有色金属研究院钛合金研究所,陕西西安 710016)
α+β、β钛合金以及金属基复合材料的超塑性研究,并介绍了合金的晶粒尺寸、摘要:简要介绍了国内外对α、微
量元素氢对钛合金超塑性的影响。结果表明,细化晶粒后,合金的超塑性能得到很大提高,表现在超塑形变温度降低100℃以上,应变速率提高1～2个数量级。晶界扩散控制晶界滑动是低温超塑行为的主要机理。氢含量低时,合金的伸长率与原始合金板材的接近,氢的添加可使合金超塑性温度降低。另外还给出一些超塑性钛合金的应用情况。最后指出未来研究方向重点为先进材料超塑性的研究、低温高速超塑性的研究以及非理想超塑材料的超塑性变形规律的研究。
关键词:钛合金;超塑性;伸长率;超塑性成形工艺(SPF)
中图分类号:TG146.23,TG115.52 文献标识码:A 文章编号:025426051(2005)0520028206
ResearchProgressonSuperplasticTitaniumAlloys
ZENGLi2ying,ZHAOYong2qing,LIDan2ke,LIQian
(TitaniumAlloyResearchCenter,NorthwestInstituteforNonferrousMetalResearch,Xi′anShaanxi710016,China)28
《金属热处理》2005年第30卷第5期
Abstract:Researchesonsuperplasticityofα,α+β,βtitaniumalloysandtitaniummatrixcompositesweresummarizedinthispaper.Theinfluenceofgrainsizeandmicroelementhydrogenonthesuperplasticityoftitaniumalloyswasalsopresented.Theresultsindicatedthatthesuperplasticpropertywouldbeimprovedgreatlyintitaniumalloyswithfinegrainsize,andthesuperplasticformingtemperaturedecreasemorethan100℃,andthestrainrateincrease1to2ordersofmagnitude.Grainslidingcontrolledbygrainboundarydiffusionisthemainmechanismforlowtemperaturesuperplasticbehavior.Theelongationofthetitaniumalloyswithmicroelementhydrogenwasequaltothatofthematrixalloys,andtheirsuperplastictemperaturewillalsodecrease.Applicationsofsomesuperplastictitaniumalloyswerealsogiven.Atlast,thethreekeyresearchdirectionswerepointedout,whicharethestudyonthesuperpalsticityoftheadvancedmateri2als,thesuperplasticitywithlowtemperatureandhighstrainrateandthesuperplasticdeformationmechanismoftheun2idealsuperplasticmaterials.
Keywords:titaniumalloys;superplasticproperties;elongation;superplasticforming(SPF)
钛合金作为航空航天用的轻质高温材料引人注目,但其切削加工性能差,特别是制成像飞机结构件那样形状复杂的零件,成品率很低。而超塑性加工则对提高其成品率十分有效。近年来,采用超塑性成形工艺(SPF)制备出综合性能良好的钛合金,也就成为热门研究方向之一。一些超塑性的钛合金正以它们优异的变形性能和材质均匀等特点,在航空航天以及汽车的零部件生产、工艺品制造、仪器仪表壳罩件和一些复杂形状构件的生产中起到了不可替代的作用。像Ti6Al4V、Ti6Al2Sn4Zr4Mo这样的商用超塑性钛合金,在航空航天工业上的应用,具有很大的潜力,但在高应变速率下都不显示超塑性。这些合金的变形温度分别在815℃～1000℃之间。因此开发能在较低温度、较高应变速率条件下超塑成形的钛合金,已引起钛合金
[1]
和超塑性研究者的关注。
460%以上的超塑伸长率,应变速率敏感指数m值在0137～0147之间变化;并且在725℃下应变速率较高
-3-1[3](1×10s)时,其超塑变形的伸长率高达708%。
研究结果表明,在一定条件下,大部分钛合金均会显示出超塑性。如Ti215Cu合金在α+β相区内显示出超塑性变形能力,而在α+Ti2Cu相区到β相区内没有超塑变形行为[4]
。对于MII550(Ti4Al4Mo2Sn015Si)
合金而言,在900℃时可获得最佳超塑变形效果,伸长率达到1500%,温度高于900℃时,伸长率迅速下
[5]-4-1降。IMI367(Ti26Al27Nb)合金,在5×10s时,超塑变形伸长率可大于300%的超塑性性能。
表1 一些钛合金的超塑性
Table1 Superplasticpropertiesofsometitaniumalloys
Type
AlloyC.P.TiIMI834IMI679Ti55Ti5Al215SnTi8Al1Mo1VTi4Al4Mo2Sn015Si
Testingtemperature/℃
8509508509201000940900820940725800580
[6]
。表1示出部分钛合金
1 超塑性钛合金的研究
αα+β及β合金的超塑性研究111 、
为得到在低温高应变速率下有良好超塑性的合金,德国G.Fromeryer教授设计了一种以大量弥散
细小的热稳定性很好的TixMey(Me=Ni,Co,Fe)金属间化合物来弥散强化六方晶α基体的超塑性钛合金,合金具有室温脆性,未能得到推广应用。张津徐等[3]
人通过在共析点以下约20℃形变热处理获得无室温脆性低温高应变速率的超塑性钛合金———Ti8Co5Al合金,该合金具有与Ti26Al24V合金相当的室温性能。Ti8Co5Al合金在较宽的温度范围(710℃～780℃)内,
-4-1-3-1
在5×10s～1×10s的应变速率条件下均具有
作者简介:曾立英(197015—),女,湖南洞口人,高级工程师,硕士,主要从事钛及钛合金的研究工作,发表论文20余篇,曾获陕西省国防科学技术进步奖二等奖1项。联系电话:029286231078 传真:029286231103 E2mail:ZENG2ly@163.com收稿日期:2004209216
[2]
ε/s-1
117×10-4113×10-4
m
δ(%)
115>400734510420>200>15001300870
α
313×10-40143313×10-4
210×10-40149113×10213×10
-4-4
α+βTi5Al4Mo4Cr2Sn2ZrNb
Ti6Al2Sn4Zr2MoTi11Mo515Sn412Zr
313×10-4619×10-4313×10-4313×10-4
313×10-40145
013
180150450
βTi13V11Cr3AlTi15Mo
目前用途最广泛的超塑性钛合金为Ti26Al24V合金
[7]
。表2示出该合金在不同温度和应变速率下的超
[8,9]
塑性性能,表中数据表明
,Ti26Al24V合金在925℃
左右具有最佳超塑性。而钛在此温度下活性很大,表面氧化不可避免,从而导致钛合金拉伸塑性和疲劳强度降低。
为解决上述问题,日本钢管公司(NKK)于1995
29
《金属热处理》2005年第30卷第5期
表2 Ti26Al24V合金在不同温度和应变速率下的超塑性能Table2 SuperplasticpropertiesofTi26Al24Valloyatvarious
temperatureandstrainrate
Testingtemperature/℃
600725800815840870925927930950
1×10
-3
6Al24V合金;前三种合金均具有比Ti26Al24V合金更
低的流变应力,并在较宽的温度范围内显示出优越的
成形性。
ε/s-1
5×10-4110×105×10
-3-4
m
δ(%)
50074060022511701170159020001100>1000
σ/MPa
2003065
Grainsize
μm/
013100510
01340140175017501601801490182
113×10113×102×10
-4-3
2×10-4
-4
10
1035
7
年推出富β的α+β型钛合金SP2700(Ti2415Al23V2[10～12]
2Mo22Fe)。和Ti26Al24V合金相比较,SP2700合金具有更好的冷、热加工成形性,更高的强度、塑性、断裂韧度、疲劳强度,更优异的弯曲性能。在500～900℃下SP2700合金的流变应力比Ti26Al24V合金低得多,所有热处理条件下组织都很细小,如再结晶退火μm;最为突出的是合金的超塑后初生α晶粒尺寸<3
成形性能得到了极大的提高,即更高的超塑伸长率(最高可达2000%)和更低的超塑成形温度(～775℃,比Ti26Al24V合金的低140℃)和应力。图1示出Ti26Al24V和SP2700两种钛合金超塑性拉伸性能的比较,从图中可以看出,SP2700合金的超塑性性能优于Ti26Al24V合金。正是由于具备以上的特点,SP700合金的应用范围不断扩大。目前SP2700合金主要用作汽车发动机部件、高速飞机及直升机叶片,还可用作体育用品如高尔夫球头以及手表壳。该合金现已被核准列入《美国军用手册-5》之中,被指定为航空和航
[14]
天用金属材料。
[13]
图2 四种钛合金的超塑性伸长率(a)和流变应力(b)
与超塑性成形温度的关系曲线
Fig12 Elongation(a)andflowstress(b)asafunctionof
theSPFtemperatureforthefourtitaniumalloys
β2Ti合金Ti2 1523的最佳超塑性温度为700℃,其伸长率达260%,m值为014。退火态和冷轧态的合金板材的伸长率均随变形温度的升高而增加,冷轧态则
-3-3-1
更高一些。在ε10～617×10s的范围0=111×内,应变速率对伸长率的影响不大。Ti21023合金最佳超塑性限于很窄的范围内(750℃附近),最大伸长率可达760%。产生超塑性的原因主要是由特殊的
α相的形态以显微结构引起,如晶粒度、两相的比例、
及内部缺陷等。形变温度、形变速度和合金原始组织
[17]
状态是影响Ti21023合金超塑性的主要因素。112 金属基复合材料的超塑性研究
金属基复合材料具有高比强、高比模、耐高温、良好的导热导电性及热膨胀系数小等优点,在航空航天、先进武器系统、新型汽车等领域具有广阔的应用前景。然而,它们的超塑性和加工性能比常规金属材料的差,这是影响其应用的一个重要障碍,因此开发金属基复合材料的超塑性具有重要的实际意义。超塑性研究主要是针对颗粒增强型复合材料,其制备主要有铸造和粉未冶金两种手段,通过挤压、轧制等形变处理细化晶粒,颗粒等增强体有助于晶粒细化,并在超塑性变形中使变形材料的显微组织保持稳定。
-3
在900℃、真空度为6167×10Pa、应变速率为1-4-1
×10s时,机械合金化加反应烧结加热等静压制备
[16]
图1 Ti26Al24V和SP2700两种超塑性钛合金的超塑
拉伸性能比较
Fig11 ComparisonofthesuperplasticitybetweenTi26Al24V
andSP2700alloy
图2示出四种超塑性钛合金伸长率与流变应力的
[15]
比较。图2的结果表明,超塑性拉伸时,Ti262222、SP2700、MI550合金的伸长率均超过2000%,优于Ti2I30
《金属热处理》2005年第30卷第5期
的细小组织的Ti26Al24V/FeB、Ti26Al24V/MoB、Ti26Al24V/TiB2(增强剂体积分数为5%～20%)三种复合材料的应变速率敏感指数m均不小于014,显示出超塑性。表3示出TiC和TiN增强Ti26Al24V基四种复合材料的超塑性性能。表3的结果表明,Ti26Al24V/10TiC和Ti26Al24V/10TiN复合材料在925℃以及
-4-1
较低的应变速率(117×10s)时最大伸长率约为400%,m值约为016
[20,21]
[18,19]
具有亚微米晶Ti26Al24V合金板材的超塑性温度
为650～700℃,比微米晶合金的超塑性温度(850～
[8,26]
950℃)低150～200℃,超塑性伸长率可达1100%,应变速率敏感指数为014～015。750℃、应变
。
速率为7×10s时,变形试样的流变应力为27MPa
[24]
～29MPa,与微米晶900℃时变形试样的相当。表[27]
4示出400～600℃等温锻造后获得的超细晶C.P.Ti、VT8、VT6和VT30合金在不同温度下的超塑性性能,从表中数据可以看出,晶粒细化后,这四种合金的超塑性性能可以得到很大的提高。
表4 纯钛与VT8、VT6和VT30合金的超塑性性能比较Table4 SuperplasticcharacteristicsofC.P.Tiandtitanium
alloysVT8,VT6andVT30
Testing
Material
temperature
T/℃
-4-1
表3 TiC和TiN增强的Ti26Al24V基复合材料的超塑性性能Table3 SuperplasticpropertiesofTi26Al24Vmatrixcomposite
reinforcedwithTiCandTiNparticles
CompositeTi6Al4V/10TiCTi6Al4V/20TiCTi6Al4V/10TiNTi6Al4V/20TiN
Testingtemperature/℃
925925925925
ε/s-1
m
δ(%)σ/MPa
270200410260
417619514711
117×10-40164117×10-40156117×10-40157117×10-4
ε/s-1
1×10-45×10-4-4
m
δσ/
d/
(%)MPaμm115190140410600500600250390430580180
10590120
01101210
0162
450
VT1200
550600VT8(Ti2617Al2417Mo)
VT6(Ti26Al24V)
550575800600800525
VT30
(Ti211Mo2515Sn24Zr)
550600625725
01301320126013301401340140145014601480147013
-1
2 微量元素氢对钛合金超塑性的影响
系统研究了不同温度和应变速
率下添加氢前后细晶(α相与β相的晶粒尺寸均为1μm)Ti6Al4V合金的超塑性性能。应变速率高于1～2
-4-1
×10s时,氢的加入对板材流变应力的影响不大;
J.V.Sirina等人
[22]
313×102×105×108×105×10
2×10-4-4
200010680200301801309010070
501350130130130155
014512001650106
5×10-4
-4
应变速率较低时,流变应力随合金中氢含量的增大而增大。750℃,应变速率为1×10s时,合金的m值最大可达019。应变速率恒定的超塑性试验中,氢含量若不超过011%,合金的伸长率与原始板材的接近,为350%～550%;合金内若含有013%的氢,则其伸长率急剧降至100%～180%
[22]
-4
-1
5×10-4
-4
5×10-4
-4
7×10-4313×10-4
。
-4
850℃下,应变速率为3×101000%,合金具有超塑性
[23]
s时,含有质量分
-1
数为0112%H2的Ti26Al24V合金的伸长率大于
。添加氢后,Ti26Al24V合
[23]
800℃、应变速率为116×10s时,超细晶TC11[24]
合金的伸长率可达313%。而常规TC11合金表现出良好超塑性的温度范围为900～940℃,应变速率范
-4-1-3-1[26]
围为10s～10s。由此可见,晶粒的超细化使TC11合金超塑形变温度降低了约100℃,应变速率提高1～2个数量级。超塑变形是由晶界滑动、晶内位错运动及扩散运动多种机制组合共同实现的,m值的
[25]
高低与晶界滑动所占比例密切相关。若晶界滑动对变形贡献较大,则m值就较高,反之就较低。晶粒尺寸的减小使单位体积内晶界面积增加,晶界面积的增加使晶界滑动及其协调过程更加容易进行,即使在相对低温或高速变形条件下晶界滑动也能占较大比例,这就是超细晶TC11合金具有相对低温或高速超
[24]
塑性的原因所在。
-4
细晶β2CEZ合金在725℃、应变速率为2×10～1×10s时显示出超塑性,伸长率可高达750%～1100%,这些性能与Ti26Al24V合金的相当,但超塑性温度比Ti26Al24V合金的低150～175℃,而且β2CEZ合金的组织更稳定,从而使该合金具有广阔的s
31
-1
-3
-1
-2
金超塑性温度由900℃降低至840℃。
3 晶粒尺寸对超塑性的影响
提高金属材料性能的方法之一是生产平均晶粒尺
μm的亚微米晶或纳米晶(即超细晶)合金,此时寸<1
材料的强度提高2～3倍,并获得高应变速率超塑性或
[24,25]
低温超塑性。亚微米晶或纳米晶合金出现超塑
[24]
性的温度比微米晶合金的低得多,因而超细晶材料的制备受到广泛的重视
[24]
。大塑性变形法是近年开
发的制备超细晶材料的有效方法,它是在相对低温条件下对材料施加较大塑性变形,使材料组织逐渐优化并最终获得超细晶,即获得亚微米晶或纳米晶的致密无孔洞的大块合金材料。所采用的变形工艺主要有等截面转角挤压、等通道挤压、多重等温锻造、高压扭转
[25,26]
变形、累积叠轧等。
《金属热处理》2005年第30卷第5期
应用前景。
为了改进钛铝金属间化合物的延性,拓宽其应用范围,研究人员研究钛铝金属间化合物的低温(600～900℃)超塑性时发现,亚微米晶(SMC)的单相α2和两相α2+γ在600～900℃的温度范围内显示出超塑性,该温度比亚微米晶(MC)合金的超塑温度低200～400℃,且Ti25Al及Ti46Al合金的超塑性应变速率也
[29]
比其微米晶合金的高。SMC合金的超塑变形的活化能比MC合金的低得多,这表明晶界扩散控制晶界滑动是低温超塑行为的主要机理。目前,金属间化合物的超塑性应用仍在探索阶段。
[28]
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4 结语
超塑性钛合金的研究已历经几十年的历史,研究
α+β、β合金以及金属基复合材料、的合金包括α、金
属间化合物,超塑性性能较佳、应用广泛的超塑性钛合金为Ti26Al24V和SP2700合金。研究结果表明,添加微量氢后,Ti26Al24V合金超塑性温度会有所降低,合金晶粒尺寸减小至亚微米级时,钛合金的超塑性温度可降低100℃以上,应变速率提高1～2个数量级。超塑性钛合金在实际生产中已经发挥了巨大的作用,如900～950℃、成形压力约1175MPa时,可超塑成形出
[30]
Ti6Al4V环形气瓶以及波形膨胀节用Ti6Al4V钛合
[31]
金波纹管;875～940℃时可等温锻造出TC11压气
[1]
机盘;700℃下可吹塑出Ti21523卫星用发动机支架
[16]
波纹板;采用SPF+时效和点焊方法,还可制备出
[32]
形状较为复杂的Ti21523飞机口盖类结构件;Ti21023合金可以在760℃完成阀板类零件的等温锻[17]
造。超塑成形2扩散焊复合工艺(SPF/DB技术),已
[18,27]
在国内、外得到广泛应用。利用SPF/DB技术,可以克服钛合金冷加工工艺性差、成型困难的缺点,成形出整体的无连接形状复杂的零件。与以往的铆接和焊接比较,可以降低成本40%～60%,减轻重量30%～50%。
超塑性钛合金的研究今后将朝如下三个方面发展:(1)先进材料超塑性的研究,这主要是指金属基复合材料、金属间化合物等材料超塑性的开发,因为这些材料具有若干优异的性能,在高技术领域具有广泛的应用前景。然而这些材料一般加工性能较差,开发这些材料的超塑性对于其应用具有重要意义;(2)高速超塑性的研究:提高超塑变形的速率,目的在于提高超塑成形的生产率;(3)研究非理想超塑材料的超塑性变形规律,探讨降低对超塑变形材料的苛刻要求,提高成形件的质量,目的在于扩大超塑性技术的应用范围,使其发挥更大的效益。32
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FeCoV(N)薄膜的直流磁控溅射工艺及其结构
任玉锁,刘文言,曲敬信
1
2
1
(11中国矿业大学材料科学与工程系,北京 100083;21航天材料及工艺研究所,北京 100076)
摘要:利用永磁型阴极磁控溅射系统,以直流磁控方式在纯Ar气和Ar+N2气工作气氛中溅射制备了FeCoV薄膜,研究了Fe49Co49V2靶的厚度、N2/Ar流量比与沉积率之间的关系以及N2/Ar流量比对薄膜微观结构的影响。研究结果表明,该薄膜在低温抑制型模式下生长,晶粒大小主要决定于形核率和岛状微晶的生长,当工作气体中引入N2气后,具有活性的N原子与溅射原子一起沉积到薄膜生长表面,通过减缓或阻止微晶生长、接合,对Fe2CoV薄膜的晶粒起到了显著的细化作用。
关键词:Fe49Co49V2合金;直流磁控溅射;晶粒细化机理;氮
中图分类号:O484.1 文献标识码:A 文章编号:025426051(2005)0520033205
DCMagnetronSputteringProcessandtheMicrostructureof
FeCoV(N)ThinFilm
RENYU2suo,LIUWen2yan,QU2Jing2xin
1
2
1
(1.DepartmentofMaterialScience&Engineering,ChinaUniversityofMiningTechnology,Beijing100083,China;
2.AerospaceResearchInstituteofMaterial&Processing,Beijing100076,China)
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