高Nb-TiAl合金α2→α等温相变中的组织演变

2020-05-22刘建秀樊江磊林均品

钛工业进展 2020年2期

李莹，刘建秀，樊江磊，王艳，周廉，林均品，常辉

(1.南京工业大学，江苏南京 210009)(2.郑州轻工业大学，河南郑州 450002)(3.北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083)

γ-TiAl基合金具有低密度、高屈服强度、良好的高温蠕变性能和抗氧化性能等特点，是航空航天、汽车工业等领域极具应用前景的高温结构材料。γ-TiAl基合金中添加8%～10%(原子分数)的Nb元素后，韧性和延展性得到进一步改善，服役温度也提高了60～100 ℃[1-3]。然而，由于较高含量Nb元素的存在，加速了合金冷却过程中的α→α2相转变，影响了由α2/γ相组成的室温组织。不同的热处理工艺影响着合金相组成、组织结构等。Cao等[4]通过控制高Nb-TiAl合金β单相区冷却速度以控制α2相含量。Qiang等[5,6]研究指出，高Nb-TiAl合金的β→α相变过程中，热处理制度不仅影响α相和β相之间的晶相关系，而且影响室温α2/γ相层状结构特征。掌握高Nb-TiAl合金的相变过程及机理有助于控制其微观结构和优化力学性能。室温α2相(Ti3Al)导致合金塑性差、高温易氧化，严重制约着高Nb-TiAl合金的服役质量，因此研究α2↔α有序-无序相变至关重要，而通过热处理获得室温α2相，研究等温过程中α2→α相变行为对推动高Nb-TiAl合金的广泛应用具有重要意义。

为此，系统研究高Nb-TiAl合金在等温过程中的α2→α相变及相变过程中组织演化规律，以期为掌握高Nb-TiAl合金的组织结构-性能关系与制定热处理工艺提供数据支撑和理论依据。

1 实验

实验材料采用由北京科技大学新金属材料国家重点实验室提供的高Nb-TiAl合金锻坯，名义成分为Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y(原子分数，%)。该锻坯由等离子冷床炉熔炼(PAM)制得铸锭，再经过准等温3次包套锻造得到。从高Nb-TiAl合金锻坯心部截取试块，置于热处理炉中以5 ℃/min加热速率从室温升温至1 340 ℃(α单相区)，保温12 h，然后以5 ℃/min速率冷却至900 ℃，最后炉冷至室温，得到组织均匀的高Nb-TiAl合金试块。

从均质化处理后的高Nb-TiAl合金试块上切割圆柱形热膨胀试样(规格φ6 mm×20 mm)，采用金相磨抛机去除圆柱表面氧化层，并使圆柱两端面平齐，然后在酒精中超声波清洗15 min。从均质化处理后的试块上切取多个φ6 mm×4 mm试样，用石英管将试样真空封装，放入箱式热处理炉中以40 ℃/min速率从室温升温至1 180 ℃，分别保温12.5、27、32、48、60 h，快速取出试样进行水冷淬火。热处理后的样品表面均用SiC水砂纸打磨至1200#，抛光，用酒精擦拭。

采用德国耐驰公司生产的DIL 402C热膨胀分析仪测试高Nb-TiAl合金在连续升温过程中的热膨胀曲线，即合金由室温以5 ℃/min速率升温至1 400 ℃(α单相区)时的热膨胀曲线；测试高Nb-TiAl合金在等温过程中的长度变化率曲线，即由室温以40 ℃/min速率升温至等温温度后保温一定时间，试样长度变化率随保温时间的变化曲线。采用瑞士ARL公司的X’TRA型X线衍射仪(XRD)分析热处理试样的相组成，测量参数为：Cu靶Kα射线，步长0.02°，扫描范围20°～85°，扫描速率10°/min。采用ZEISS金相显微镜观察热处理后试样的组织，腐蚀液为HF+HNO3+H2O(体积比为1∶3∶17)混合液。采用上海卡拉设备有限公司生产的MICRO-586显微硬度计对热处理后的试样进行显微硬度测试，载荷为1.96 N，加载时间为10 s，每个试样测试5个点，结果取平均值。

2 结果与讨论

2.1 热膨胀曲线

图1为以5 ℃/min速率连续升温至1 400 ℃时，均质化处理后高Nb-TiAl合金的热膨胀曲线及其一阶导数曲线。从图1可以看出，热膨胀曲线近似一条直线。在1 100～1 400 ℃范围内，热膨胀曲线的一阶导数曲线上存在2个峰，说明高Nb-TiAl合金在升温过程中存在2个相变：①α2→α相无序化转变；②γ→α相扩散转变[7,8]。对于α2→α相变，因α2相为α相的低温有序相，所以一阶导数曲线所对应的峰值相对较小，α2→α相转变温度区间为1 140～1 209 ℃。

图1 高Nb-TiAl合金的热膨胀曲线及其一阶导数曲线Fig.1 DIL curve and displacement derivative curve of high Nb-TiAl alloy

2.2 热膨胀与时间的关系

图2为高Nb-TiAl合金等温过程中的长度变化率(ΔL/L0)随时间的变化曲线。从图2可以看出，在等温开始时，曲线比较稳定，随等温时间的延长，曲线呈逐渐上升状态，直至达到平衡状态，此时α2→α相转变基本完成。整个过程显示出α相的转化过程呈“S”形变化，即存在3个阶段：孕育期、生长期和平衡期。α2→α相转变的孕育期是α相形核过程；生长期是合金随着等温时间的延长，α相形核饱和并迅速长大的过程；随等温时间的继续延长，α相从母相α2中持续析出，直至α2基本消失，α相的转变基本完成，此过程为平衡期。

2.3 等温过程中的组织演变

在等温过程中，随着保温时间的延长，高Nb-TiAl合金的相组成和组织结构会发生变化，相应的合金性能将受到影响。

图2 高Nb-TiAl合金在等温过程中的长度变化率随时间的变化曲线Fig.2 Curve of length change rate with time of high Nb-TiAl alloy under isothermal treatment

图3为高Nb-TiAl合金在1 180 ℃分别保温12.5、27、32、48、60 h后的金相照片。从图3可以看出，随着保温时间的延长，高Nb-TiAl合金片层组织结构发生明显变化。当保温时间为12.5 h时，高Nb-TiAl合金以γ和α2相组成的片层结构为主，晶界处存在少量β相，如图3a所示，这是由于β相在凝固过程中产生β偏析所致。当保温时间延长至27 h时，合金仍以γ和α2相组成的片层结构为主，但片层间距变小，如图3b所示，这是由于随着等温时间的延长，α2相进一步分解，实现了组织细化。当保温时间延长至32 h时，片层间距进一步变小，晶界处仍有少量β相，如图3c所示。当保温时间延长至48 h时，合金中存在大量块状γ相，晶界处的β相出现明显减少现象，如图3d所示。当保温时间延长至60 h时，合金仍以γ和α2相组成的片层结构为主，γ相数量进一步增多，如图3e所示。

图3 高Nb-TiAl合金在1 180 ℃保温不同时间后的金相照片Fig.3 Microstructures of high Nb-TiAl alloys at 1 180 ℃ for different holding time：(a)12.5 h; (b)27 h; (c)32 h; (d)48 h; (e)60 h

图4为高Nb-TiAl合金在1 180 ℃保温不同时间后的XRD图谱。从图4可以看出，当保温时间为12.5 h时，合金主要相由γ和α2两相组成，依据高Nb-TiAl合金组织图3a，高Nb-TiAl合金组织的晶界处存在β相，XRD图谱中也应存在β相的衍射峰，但由于α2相和γ相的衍射峰较强，致使β相的衍射峰未能在XRD图谱中清晰显现。当保温时间延长至27 h时，从XRD图谱中可以看出合金中存在α2、γ和β相；当保温时间延长至32 h时，合金主相为α2和γ相，其中γ相在43°～45°之间的衍射峰出现分峰，这是由于随等温时间的延长，合金中掺杂元素的有序度增加，在晶格中分散更均匀所致[9]；当保温时间延长至48 h时，γ相衍射峰较强，对应图3d中晶界处存在大量的块状γ相，而此时α2相衍射峰较弱，表明随着等温时间的延长，α相增多，在急速冷却的过程中α相未能及时完全转变为α2相[10]；当保温时间延长至60 h时，γ相衍射峰更强，含量进一步增多，从对应的显微组织图3e中可以看出，合金晶界处确实存在大量的γ相，而α2相也存在减少现象，这是因为α2→α相转变继续进行，α相进一步增多所致。

图4 高Nb-TiAl合金在1 180 ℃保温不同时间后的XRD图谱Fig.4 XRD patterns of high Nb-TiAl alloy at 1 180 ℃ for different holding time

2.4 等温过程中的硬度变化

图5为高Nb-TiAl合金在1 180 ℃下保温不同时间后的显微硬度。从图5可以看出，当保温时间延长至27 h时，合金显微硬度达到最大，这是因为此时α2和γ相含量相当，同时两相存在钉扎作用，片层间距较为致密所致；当保温时间延长至32 h和48 h时，高Nb-TiAl合金的显微硬度明显下降，这是由于合金中γ相增多，其显微硬度相对较低，且保温时间延长会使合金的晶粒度变大所致；当保温时间延长至60 h时，硬度大幅度降低，这可能是由于此时合金中存在大量的γ相和少量的α2相，γ相硬度较低所导致[11]。