TiAl-5Nb合金铸态组织演化规律的研究

杨慧敏， 苏彦庆， 骆良顺， 宋美慧

（1.黑龙江工程学院材料与化学工程系,黑龙江哈尔滨150050;2.哈尔滨工业大学材料科学与工程学院,黑龙江哈尔滨150010;3.黑龙江省科学院高技术研究院新材料研究所,黑龙江哈尔滨150090）

TiAl基合金以其高的比强度、比模量和较好的高温性能已成为一种应用于发动机叶片的高温结构材料。然而，TiAl基合金还存在着许多亟待解决的问题，如室温塑性、断裂韧性以及800℃以上的高温抗氧化性能等[1,2]。近年来，为了进一步提高TiAl基合金的使用性能，许多学者将研究的重点集中在含Nb的TiAl基合金方面，这是主要是由于在TiAl基合金中加入一定量的Nb元素能够显著地提高TiAl基合金的高温强度、抗蠕变性能和抗氧化性能等[3-6]。此外，Nb元素是β相稳定元素，该元素的加入可以扩大β相相区，获得全β凝固的高铝含量的TiAl-Nb合金，明显地改善TiAl基合金室温塑性[7]。那么，在什么成分范围内可以获得全β凝固的TiAl-Nb三元合金就成为尤为关键的问题。正基于此点，本文在研究TiAl-5Nb合金铸态组织的同时确定TiAl-5Nb合金全β凝固的成分范围。本研究为TiAl-5Nb合金应用于发动机叶片奠定一定的实验和理论基础。

1 实验部分

1.1 材料和方法

实验所用TiAl基合金的名义成分 (原子分数，下同）为Ti-(44-54）Al-5Nb。熔配合金所用原材料为零级海绵钛、纯度为99.99%的铝条和纯度为99%的铌丝。采用非自耗电弧熔炼炉进行熔炼，合金锭约为25g。熔化前熔化室抽真空至10-3Pa，反充高纯氩气。每次熔化时间为约200s。为了确保TiAl基合金纽扣锭的成分均匀，每个合金锭翻转重熔3次。每个试样的熔炼和冷却条件都是相同的。

用电火花线切割将纽扣锭沿其纵向从中间剖开，经砂布、水磨砂纸磨至2000号后抛光。用HF∶HNO3∶H2O为1∶1∶8的腐蚀液进行腐蚀处理后，用Olympus-GX71金相显微镜进行宏观组织的观察。采用D/max-rB型衍射仪对定向凝固试样进行X射线衍射试验，具体参数为：CuKa(0.15418），石墨单色器滤波，管电压为45kV,管电流为40mA，扫描速度为：5deg/min，扫描范围为：20～100deg，步长为 0.02deg。

用非自耗电弧熔炼设备所得到的试样的宏观组织为典型的柱状晶组织。这主要是由于试样底部与水冷铜坩埚相接触，而上面是能量密度非常高的电弧，这势必在试样的垂直方向上形成自上而下的强单向热流，且热流的密度较大，因此，形成了具有定向凝固特征的柱状晶组织。理论计算得出，以此方法熔炼所得到的温度梯度在 5×104K/m～5×105K/m之间，凝固速率则在5×10-4m/s～2×10-3m/s范围内变化。

2 结果与讨论

图1为TiAl-5Nb合金的宏观组织。从该图可以看出，随着Al含量的增加其宏观组织逐渐从发达的柱状晶组织向片层组织转变的过程。

含量在(44～49）at.%Al范围内时，除了 48at.%Al的宏观组织为等轴晶组织，其他成分的宏观组织均能看见柱状晶组织，其钮扣锭的表面可见清晰的柱状晶组织；当成分为50at.%Al时，如图1(g），该成分的宏观组织仍然可以看见柱状晶组织，但是其钮扣锭表面则看不见明显的柱状晶组织；但是当成分达到51at.%Al时，其宏观组织则具有发达枝晶结构的板条状组织如图1(h），并且其钮扣锭的表面清晰可见发达的枝晶组织；而成分达到54at.%Al时，其宏观组织为具有片层组织如图1(k），其钮扣锭表面也可以看见片状组织。

图1 利用非自耗电弧熔炼炉得到的TiAl-5Nb合金的宏观组织Fig.1 Longitudinal section macrostructure of the solidified TiAlbased alloy in the non-consumable electric arc melting furnace

从TiAl-5Nb合金的宏观组织可以看出，其钮扣锭底部极冷区相对较窄，大约为1～1.5mm宽，其顶部区域的宽度为1.5～2mm；中间为发达的柱状晶，柱状晶区的宽度大约为10.5～12.5mm，其柱状晶宽度为1.5～2mm。对于某些成分的TiAl-5Nb合金而言，其钮扣锭底部急冷区可能很窄，其宽度低于1mm，如图1(c）。

图2中白色区域为γ偏析区,随着Al含量的升高,γ偏析区的体积分数逐渐增加。随着Al含量的升高，枝晶干与枝晶间Al含量的差别逐渐增大，即枝晶偏析程度逐渐增强。Ti-54Al和Ti-51Al合金的枝晶间区域Al含量明显高于枝晶干。从TiAl-5Nb系合金的显微组织可以看出，Ti-(45-48）Al-5Nb(at.%）合金的凝固都是以β相凝固，以金属学的观点，β相为体心立方，同一等轴晶粒的枝晶间相互垂直，从图2(b）可以看出枝晶间相互垂直的β相凝固；而α相为密排六方，在其等轴晶粒中，择优取向的一次枝晶干与二次枝晶干间的夹角为60℃，从图2(c）明显可以看出其枝晶的形态。在TiAl-5Nb 系合金中，铝含量(at.%）在(49～53）之间的TiAl-5Nb系合金均为α相凝固。根据最高界面生长温度判据，在多相合金凝固过程中，界面生长温度越高的相，在近平衡凝固过程中作为稳定相将优先形核，成为领先相，进入稳定生长阶段时，其他相的生长被抑制。所以，在Ti-Al二元系中(48～49.4）at.%Al和 Ti-Al-Nb 系(45～50）at.%Al范围内，平衡凝固是其初生相为β相。

图2 利用非自耗电弧熔炼炉得到的TiAl-5Nb合金的显微组织Fig.2 Longitudinal section microstructure of the solidified TiAl-based alloy in the non-consumable electricarc melting furnace

通过对TiAl-5Nb系合金的非平衡凝固组织的研究可以得出：TiAl-5Nb系合金的凝固组织随着Al含量的增加，其凝固组织由β相凝固到α相凝固，该凝固分界点为49at.%Al。从该实验并没有典型的块状的γ相凝固组织，但成分为Ti-54Al-5Nb合金的凝固后的钮扣锭表面可以明显看到块状组织，但其显微组织却为发达的枝晶，如图2(d)所示。从图3可以看出成分分别在 (44～49)at.%Al和(50～54)at.%Al范围内，随着Al含量的增加，γ相逐渐增加而α2相相对减少。

图3 TiAl-5Nb合金的XRD曲线Fig.3 XRD curves of TiAl-5Nb alloys(a)Ti-45Al-5Nb(b)Ti-47Al-5Nb(c)Ti-50Al-5Nb(d)Ti-54Al-5Nb

通过以上对TiAl-5Nb系合金显微组织的研究，下面就其两种特殊的组织加以分析。

对于Ti-45Al-5Nb合金的显微组织(如图2(a))，该显微组织为粗大的片层组织，并且大多是片层取向与生长方向呈45°，只有少数晶粒的片层取向与生长方向平行。这说明该合金成分在凝固过程中起初生相是β相。从其宏观组织可以看出并没有形成发达的柱状晶组织，这主要是由于β相晶粒较细小，数量多，而且其生长杂乱无章，与生长方向一致的并不都是其择优取向。因此在随后的凝固过程中，择优取向与生长方向一致的晶粒将获得进一步长大，择优取向与定向生长方向偏离较大的晶粒，则不容易调整其择优取向至与定向生长方向一致，在生长过程中逐渐被淘汰。又由于该凝固过程的冷却速度很快，并不能使其具有择优取向与生长方向一致的晶粒得以继续生长成发达的柱状晶，该阶段相当于定向凝固初始区(也称引晶区)。

对于Ti-54Al-5Nb合金的显微组织，如图2(d)所示，从图中可以看出其显微组织有两种不同的形态：一种是极其发达的枝晶，其枝晶贯穿了整个试样；另一种是胞状晶。其显微组织具有两种形态主要是不同的冷速对其组织产生强烈的影响，对这冷速的增加，过冷度的增大，其界面形态依次经历了：平界面、胞状晶、树枝晶再到胞状晶、平界面。当然其成分对凝固组织的形成也产生一定的影响。由于冷速很大使其相图也偏移，使得Ti-54Al-5Nb合金的凝固组为β相凝固。该枝晶具有六重对称性，即具有初生相为β相的直径特征，但是从其钮扣锭的表面照片可以看出却是具有γ相凝固的块状组织，如图2(d)所示，此原因有待于进一步的研究。同一成分的试样产生两种显微组织的原因可能是由于其不同部位的冷却速度、过冷度不同所造成，即试样的右侧边缘和中间具有不同的显微组织，边缘的冷却速度向对于中间部位来说很大，所以发生了胞晶生长。

3 结 论

（1）从合金的宏观组织可以看出，对于Al含量在(44～54)at.%范围内的TiAl-5Nb系合金而言，随着Al含量的增加，其凝固组织为典型的柱状晶组织。

（2）对于TiAl-5Nb系合金的微观组织而言，成分在(44～49)at.%Al含量范围内时，合金中的α2相的含量随Al含量的增加而减少，而γ相的含量则相对增加；而(50～54)at.%Al含量范围内，合金中相的含量与成分为 (44～49)at.%Al的TiAl-5Nb合金的情况相同。

（3）TiAl-5Nb系合金的凝固组织随着Al含量的增加，其凝固组织由β相凝固到α相凝固，该凝固分界点为49at.%Al。

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