TiAl-5Nb合金鑄態(tài)組織演化規(guī)律的研究

楊慧敏， 蘇彥慶， 駱良順， 宋美慧

（1.黑龍江工程學(xué)院材料與化學(xué)工程系,黑龍江哈爾濱150050;2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,黑龍江哈爾濱150010;3.黑龍江省科學(xué)院高技術(shù)研究院新材料研究所,黑龍江哈爾濱150090）

TiAl基合金以其高的比強(qiáng)度、比模量和較好的高溫性能已成為一種應(yīng)用于發(fā)動機(jī)葉片的高溫結(jié)構(gòu)材料。然而，TiAl基合金還存在著許多亟待解決的問題，如室溫塑性、斷裂韌性以及800℃以上的高溫抗氧化性能等[1,2]。近年來，為了進(jìn)一步提高TiAl基合金的使用性能，許多學(xué)者將研究的重點(diǎn)集中在含Nb的TiAl基合金方面，這是主要是由于在TiAl基合金中加入一定量的Nb元素能夠顯著地提高TiAl基合金的高溫強(qiáng)度、抗蠕變性能和抗氧化性能等[3-6]。此外，Nb元素是β相穩(wěn)定元素，該元素的加入可以擴(kuò)大β相相區(qū)，獲得全β凝固的高鋁含量的TiAl-Nb合金，明顯地改善TiAl基合金室溫塑性[7]。那么，在什么成分范圍內(nèi)可以獲得全β凝固的TiAl-Nb三元合金就成為尤為關(guān)鍵的問題。正基于此點(diǎn)，本文在研究TiAl-5Nb合金鑄態(tài)組織的同時確定TiAl-5Nb合金全β凝固的成分范圍。本研究為TiAl-5Nb合金應(yīng)用于發(fā)動機(jī)葉片奠定一定的實(shí)驗(yàn)和理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)部分

1.1 材料和方法

實(shí)驗(yàn)所用TiAl基合金的名義成分 (原子分?jǐn)?shù)，下同）為Ti-(44-54）Al-5Nb。熔配合金所用原材料為零級海綿鈦、純度為99.99%的鋁條和純度為99%的鈮絲。采用非自耗電弧熔煉爐進(jìn)行熔煉，合金錠約為25g。熔化前熔化室抽真空至10-3Pa，反充高純氬氣。每次熔化時間為約200s。為了確保TiAl基合金紐扣錠的成分均勻，每個合金錠翻轉(zhuǎn)重熔3次。每個試樣的熔煉和冷卻條件都是相同的。

用電火花線切割將紐扣錠沿其縱向從中間剖開，經(jīng)砂布、水磨砂紙磨至2000號后拋光。用HF∶HNO3∶H2O為1∶1∶8的腐蝕液進(jìn)行腐蝕處理后，用Olympus-GX71金相顯微鏡進(jìn)行宏觀組織的觀察。采用D/max-rB型衍射儀對定向凝固試樣進(jìn)行X射線衍射試驗(yàn)，具體參數(shù)為：CuKa(0.15418），石墨單色器濾波，管電壓為45kV,管電流為40mA，掃描速度為：5deg/min，掃描范圍為：20～100deg，步長為 0.02deg。

用非自耗電弧熔煉設(shè)備所得到的試樣的宏觀組織為典型的柱狀晶組織。這主要是由于試樣底部與水冷銅坩堝相接觸，而上面是能量密度非常高的電弧，這勢必在試樣的垂直方向上形成自上而下的強(qiáng)單向熱流，且熱流的密度較大，因此，形成了具有定向凝固特征的柱狀晶組織。理論計算得出，以此方法熔煉所得到的溫度梯度在 5×104K/m～5×105K/m之間，凝固速率則在5×10-4m/s～2×10-3m/s范圍內(nèi)變化。

2 結(jié)果與討論

圖1為TiAl-5Nb合金的宏觀組織。從該圖可以看出，隨著Al含量的增加其宏觀組織逐漸從發(fā)達(dá)的柱狀晶組織向片層組織轉(zhuǎn)變的過程。

含量在(44～49）at.%Al范圍內(nèi)時，除了 48at.%Al的宏觀組織為等軸晶組織，其他成分的宏觀組織均能看見柱狀晶組織，其鈕扣錠的表面可見清晰的柱狀晶組織；當(dāng)成分為50at.%Al時，如圖1(g），該成分的宏觀組織仍然可以看見柱狀晶組織，但是其鈕扣錠表面則看不見明顯的柱狀晶組織；但是當(dāng)成分達(dá)到51at.%Al時，其宏觀組織則具有發(fā)達(dá)枝晶結(jié)構(gòu)的板條狀組織如圖1(h），并且其鈕扣錠的表面清晰可見發(fā)達(dá)的枝晶組織；而成分達(dá)到54at.%Al時，其宏觀組織為具有片層組織如圖1(k），其鈕扣錠表面也可以看見片狀組織。

圖1 利用非自耗電弧熔煉爐得到的TiAl-5Nb合金的宏觀組織Fig.1 Longitudinal section macrostructure of the solidified TiAlbased alloy in the non-consumable electric arc melting furnace

從TiAl-5Nb合金的宏觀組織可以看出，其鈕扣錠底部極冷區(qū)相對較窄，大約為1～1.5mm寬，其頂部區(qū)域的寬度為1.5～2mm；中間為發(fā)達(dá)的柱狀晶，柱狀晶區(qū)的寬度大約為10.5～12.5mm，其柱狀晶寬度為1.5～2mm。對于某些成分的TiAl-5Nb合金而言，其鈕扣錠底部急冷區(qū)可能很窄，其寬度低于1mm，如圖1(c）。

圖2中白色區(qū)域?yàn)棣闷鰠^(qū),隨著Al含量的升高,γ偏析區(qū)的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。隨著Al含量的升高，枝晶干與枝晶間Al含量的差別逐漸增大，即枝晶偏析程度逐漸增強(qiáng)。Ti-54Al和Ti-51Al合金的枝晶間區(qū)域Al含量明顯高于枝晶干。從TiAl-5Nb系合金的顯微組織可以看出，Ti-(45-48）Al-5Nb(at.%）合金的凝固都是以β相凝固，以金屬學(xué)的觀點(diǎn)，β相為體心立方，同一等軸晶粒的枝晶間相互垂直，從圖2(b）可以看出枝晶間相互垂直的β相凝固；而α相為密排六方，在其等軸晶粒中，擇優(yōu)取向的一次枝晶干與二次枝晶干間的夾角為60℃，從圖2(c）明顯可以看出其枝晶的形態(tài)。在TiAl-5Nb 系合金中，鋁含量(at.%）在(49～53）之間的TiAl-5Nb系合金均為α相凝固。根據(jù)最高界面生長溫度判據(jù)，在多相合金凝固過程中，界面生長溫度越高的相，在近平衡凝固過程中作為穩(wěn)定相將優(yōu)先形核，成為領(lǐng)先相，進(jìn)入穩(wěn)定生長階段時，其他相的生長被抑制。所以，在Ti-Al二元系中(48～49.4）at.%Al和 Ti-Al-Nb 系(45～50）at.%Al范圍內(nèi)，平衡凝固是其初生相為β相。

圖2 利用非自耗電弧熔煉爐得到的TiAl-5Nb合金的顯微組織Fig.2 Longitudinal section microstructure of the solidified TiAl-based alloy in the non-consumable electricarc melting furnace

通過對TiAl-5Nb系合金的非平衡凝固組織的研究可以得出：TiAl-5Nb系合金的凝固組織隨著Al含量的增加，其凝固組織由β相凝固到α相凝固，該凝固分界點(diǎn)為49at.%Al。從該實(shí)驗(yàn)并沒有典型的塊狀的γ相凝固組織，但成分為Ti-54Al-5Nb合金的凝固后的鈕扣錠表面可以明顯看到塊狀組織，但其顯微組織卻為發(fā)達(dá)的枝晶，如圖2(d)所示。從圖3可以看出成分分別在 (44～49)at.%Al和(50～54)at.%Al范圍內(nèi)，隨著Al含量的增加，γ相逐漸增加而α2相相對減少。

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

通過以上對TiAl-5Nb系合金顯微組織的研究，下面就其兩種特殊的組織加以分析。

對于Ti-45Al-5Nb合金的顯微組織(如圖2(a))，該顯微組織為粗大的片層組織，并且大多是片層取向與生長方向呈45°，只有少數(shù)晶粒的片層取向與生長方向平行。這說明該合金成分在凝固過程中起初生相是β相。從其宏觀組織可以看出并沒有形成發(fā)達(dá)的柱狀晶組織，這主要是由于β相晶粒較細(xì)小，數(shù)量多，而且其生長雜亂無章，與生長方向一致的并不都是其擇優(yōu)取向。因此在隨后的凝固過程中，擇優(yōu)取向與生長方向一致的晶粒將獲得進(jìn)一步長大，擇優(yōu)取向與定向生長方向偏離較大的晶粒，則不容易調(diào)整其擇優(yōu)取向至與定向生長方向一致，在生長過程中逐漸被淘汰。又由于該凝固過程的冷卻速度很快，并不能使其具有擇優(yōu)取向與生長方向一致的晶粒得以繼續(xù)生長成發(fā)達(dá)的柱狀晶，該階段相當(dāng)于定向凝固初始區(qū)(也稱引晶區(qū))。

對于Ti-54Al-5Nb合金的顯微組織，如圖2(d)所示，從圖中可以看出其顯微組織有兩種不同的形態(tài)：一種是極其發(fā)達(dá)的枝晶，其枝晶貫穿了整個試樣；另一種是胞狀晶。其顯微組織具有兩種形態(tài)主要是不同的冷速對其組織產(chǎn)生強(qiáng)烈的影響，對這冷速的增加，過冷度的增大，其界面形態(tài)依次經(jīng)歷了：平界面、胞狀晶、樹枝晶再到胞狀晶、平界面。當(dāng)然其成分對凝固組織的形成也產(chǎn)生一定的影響。由于冷速很大使其相圖也偏移，使得Ti-54Al-5Nb合金的凝固組為β相凝固。該枝晶具有六重對稱性，即具有初生相為β相的直徑特征，但是從其鈕扣錠的表面照片可以看出卻是具有γ相凝固的塊狀組織，如圖2(d)所示，此原因有待于進(jìn)一步的研究。同一成分的試樣產(chǎn)生兩種顯微組織的原因可能是由于其不同部位的冷卻速度、過冷度不同所造成，即試樣的右側(cè)邊緣和中間具有不同的顯微組織，邊緣的冷卻速度向?qū)τ谥虚g部位來說很大，所以發(fā)生了胞晶生長。

3 結(jié) 論

（1）從合金的宏觀組織可以看出，對于Al含量在(44～54)at.%范圍內(nèi)的TiAl-5Nb系合金而言，隨著Al含量的增加，其凝固組織為典型的柱狀晶組織。

（2）對于TiAl-5Nb系合金的微觀組織而言，成分在(44～49)at.%Al含量范圍內(nèi)時，合金中的α2相的含量隨Al含量的增加而減少，而γ相的含量則相對增加；而(50～54)at.%Al含量范圍內(nèi)，合金中相的含量與成分為 (44～49)at.%Al的TiAl-5Nb合金的情況相同。

（3）TiAl-5Nb系合金的凝固組織隨著Al含量的增加，其凝固組織由β相凝固到α相凝固，該凝固分界點(diǎn)為49at.%Al。

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