李 瑩，劉建秀，樊江磊，王 艷，周 廉，林均品，常 輝

(1.南京工業(yè)大學(xué)，江蘇 南京 210009)(2.鄭州輕工業(yè)大學(xué)，河南 鄭州 450002)(3.北京科技大學(xué) 新金屬材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083)

γ-TiAl基合金具有低密度、高屈服強(qiáng)度、良好的高溫蠕變性能和抗氧化性能等特點(diǎn)，是航空航天、汽車工業(yè)等領(lǐng)域極具應(yīng)用前景的高溫結(jié)構(gòu)材料。γ-TiAl基合金中添加8%～10%(原子分?jǐn)?shù))的Nb元素后，韌性和延展性得到進(jìn)一步改善，服役溫度也提高了60～100 ℃[1-3]。然而，由于較高含量Nb元素的存在，加速了合金冷卻過程中的α→α2相轉(zhuǎn)變，影響了由α2/γ相組成的室溫組織。不同的熱處理工藝影響著合金相組成、組織結(jié)構(gòu)等。Cao等[4]通過控制高Nb-TiAl合金β單相區(qū)冷卻速度以控制α2相含量。Qiang等[5,6]研究指出，高Nb-TiAl合金的β→α相變過程中，熱處理制度不僅影響α相和β相之間的晶相關(guān)系，而且影響室溫α2/γ相層狀結(jié)構(gòu)特征。掌握高Nb-TiAl合金的相變過程及機(jī)理有助于控制其微觀結(jié)構(gòu)和優(yōu)化力學(xué)性能。室溫α2相(Ti3Al)導(dǎo)致合金塑性差、高溫易氧化，嚴(yán)重制約著高Nb-TiAl合金的服役質(zhì)量，因此研究α2?α有序-無序相變至關(guān)重要，而通過熱處理獲得室溫α2相，研究等溫過程中α2→α相變行為對(duì)推動(dòng)高Nb-TiAl合金的廣泛應(yīng)用具有重要意義。

為此，系統(tǒng)研究高Nb-TiAl合金在等溫過程中的α2→α相變及相變過程中組織演化規(guī)律，以期為掌握高Nb-TiAl合金的組織結(jié)構(gòu)-性能關(guān)系與制定熱處理工藝提供數(shù)據(jù)支撐和理論依據(jù)。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料采用由北京科技大學(xué)新金屬材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室提供的高Nb-TiAl合金鍛坯，名義成分為Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y(原子分?jǐn)?shù)，%)。該鍛坯由等離子冷床爐熔煉(PAM)制得鑄錠，再經(jīng)過準(zhǔn)等溫3次包套鍛造得到。從高Nb-TiAl合金鍛坯心部截取試塊，置于熱處理爐中以5 ℃/min加熱速率從室溫升溫至1 340 ℃(α單相區(qū))，保溫12 h，然后以5 ℃/min速率冷卻至900 ℃，最后爐冷至室溫，得到組織均勻的高Nb-TiAl合金試塊。

從均質(zhì)化處理后的高Nb-TiAl合金試塊上切割圓柱形熱膨脹試樣(規(guī)格φ6 mm×20 mm)，采用金相磨拋機(jī)去除圓柱表面氧化層，并使圓柱兩端面平齊，然后在酒精中超聲波清洗15 min。從均質(zhì)化處理后的試塊上切取多個(gè)φ6 mm×4 mm試樣，用石英管將試樣真空封裝，放入箱式熱處理爐中以40 ℃/min速率從室溫升溫至1 180 ℃，分別保溫12.5、27、32、48、60 h，快速取出試樣進(jìn)行水冷淬火。熱處理后的樣品表面均用SiC水砂紙打磨至1200#，拋光，用酒精擦拭。

采用德國(guó)耐馳公司生產(chǎn)的DIL 402C熱膨脹分析儀測(cè)試高Nb-TiAl合金在連續(xù)升溫過程中的熱膨脹曲線，即合金由室溫以5 ℃/min速率升溫至1 400 ℃(α單相區(qū))時(shí)的熱膨脹曲線；測(cè)試高Nb-TiAl合金在等溫過程中的長(zhǎng)度變化率曲線，即由室溫以40 ℃/min速率升溫至等溫溫度后保溫一定時(shí)間，試樣長(zhǎng)度變化率隨保溫時(shí)間的變化曲線。采用瑞士ARL公司的X’TRA型X線衍射儀(XRD)分析熱處理試樣的相組成，測(cè)量參數(shù)為：Cu靶Kα射線，步長(zhǎng)0.02°，掃描范圍20°～85°，掃描速率10°/min。采用ZEISS金相顯微鏡觀察熱處理后試樣的組織，腐蝕液為HF+HNO3+H2O(體積比為1∶3∶17)混合液。采用上?？ɡO(shè)備有限公司生產(chǎn)的MICRO-586顯微硬度計(jì)對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，載荷為1.96 N，加載時(shí)間為10 s，每個(gè)試樣測(cè)試5個(gè)點(diǎn)，結(jié)果取平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱膨脹曲線

圖1為以5 ℃/min速率連續(xù)升溫至1 400 ℃時(shí)，均質(zhì)化處理后高Nb-TiAl合金的熱膨脹曲線及其一階導(dǎo)數(shù)曲線。從圖1可以看出，熱膨脹曲線近似一條直線。在1 100～1 400 ℃范圍內(nèi)，熱膨脹曲線的一階導(dǎo)數(shù)曲線上存在2個(gè)峰，說明高Nb-TiAl合金在升溫過程中存在2個(gè)相變：①α2→α相無序化轉(zhuǎn)變；②γ→α相擴(kuò)散轉(zhuǎn)變[7,8]。對(duì)于α2→α相變，因α2相為α相的低溫有序相，所以一階導(dǎo)數(shù)曲線所對(duì)應(yīng)的峰值相對(duì)較小，α2→α相轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間為1 140～1 209 ℃。

圖1 高Nb-TiAl合金的熱膨脹曲線及其一階導(dǎo)數(shù)曲線Fig.1 DIL curve and displacement derivative curve of high Nb-TiAl alloy

2.2 熱膨脹與時(shí)間的關(guān)系

圖2為高Nb-TiAl合金等溫過程中的長(zhǎng)度變化率(ΔL/L0)隨時(shí)間的變化曲線。從圖2可以看出，在等溫開始時(shí)，曲線比較穩(wěn)定，隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，曲線呈逐漸上升狀態(tài)，直至達(dá)到平衡狀態(tài)，此時(shí)α2→α相轉(zhuǎn)變基本完成。整個(gè)過程顯示出α相的轉(zhuǎn)化過程呈“S”形變化，即存在3個(gè)階段：孕育期、生長(zhǎng)期和平衡期。α2→α相轉(zhuǎn)變的孕育期是α相形核過程；生長(zhǎng)期是合金隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，α相形核飽和并迅速長(zhǎng)大的過程；隨等溫時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，α相從母相α2中持續(xù)析出，直至α2基本消失，α相的轉(zhuǎn)變基本完成，此過程為平衡期。

2.3 等溫過程中的組織演變

在等溫過程中，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，高Nb-TiAl合金的相組成和組織結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生變化，相應(yīng)的合金性能將受到影響。

圖2 高Nb-TiAl合金在等溫過程中的長(zhǎng)度變化率隨時(shí)間的變化曲線Fig.2 Curve of length change rate with time of high Nb-TiAl alloy under isothermal treatment

圖3為高Nb-TiAl合金在1 180 ℃分別保溫12.5、27、32、48、60 h后的金相照片。從圖3可以看出，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，高Nb-TiAl合金片層組織結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯變化。當(dāng)保溫時(shí)間為12.5 h時(shí)，高Nb-TiAl合金以γ和α2相組成的片層結(jié)構(gòu)為主，晶界處存在少量β相，如圖3a所示，這是由于β相在凝固過程中產(chǎn)生β偏析所致。當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至27 h時(shí)，合金仍以γ和α2相組成的片層結(jié)構(gòu)為主，但片層間距變小，如圖3b所示，這是由于隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，α2相進(jìn)一步分解，實(shí)現(xiàn)了組織細(xì)化。當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至32 h時(shí)，片層間距進(jìn)一步變小，晶界處仍有少量β相，如圖3c所示。當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至48 h時(shí)，合金中存在大量塊狀γ相，晶界處的β相出現(xiàn)明顯減少現(xiàn)象，如圖3d所示。當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至60 h時(shí)，合金仍以γ和α2相組成的片層結(jié)構(gòu)為主，γ相數(shù)量進(jìn)一步增多，如圖3e所示。

圖3 高Nb-TiAl合金在1 180 ℃保溫不同時(shí)間后的金相照片F(xiàn)ig.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

圖4為高Nb-TiAl合金在1 180 ℃保溫不同時(shí)間后的XRD圖譜。從圖4可以看出，當(dāng)保溫時(shí)間為12.5 h時(shí)，合金主要相由γ和α2兩相組成，依據(jù)高Nb-TiAl合金組織圖3a，高Nb-TiAl合金組織的晶界處存在β相，XRD圖譜中也應(yīng)存在β相的衍射峰，但由于α2相和γ相的衍射峰較強(qiáng)，致使β相的衍射峰未能在XRD圖譜中清晰顯現(xiàn)。當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至27 h時(shí)，從XRD圖譜中可以看出合金中存在α2、γ和β相；當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至32 h時(shí)，合金主相為α2和γ相，其中γ相在43°～45°之間的衍射峰出現(xiàn)分峰，這是由于隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，合金中摻雜元素的有序度增加，在晶格中分散更均勻所致[9]；當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至48 h時(shí)，γ相衍射峰較強(qiáng)，對(duì)應(yīng)圖3d中晶界處存在大量的塊狀γ相，而此時(shí)α2相衍射峰較弱，表明隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，α相增多，在急速冷卻的過程中α相未能及時(shí)完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相[10]；當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至60 h時(shí)，γ相衍射峰更強(qiáng)，含量進(jìn)一步增多，從對(duì)應(yīng)的顯微組織圖3e中可以看出，合金晶界處確實(shí)存在大量的γ相，而α2相也存在減少現(xiàn)象，這是因?yàn)棣?→α相轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，α相進(jìn)一步增多所致。

圖4 高Nb-TiAl合金在1 180 ℃保溫不同時(shí)間后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of high Nb-TiAl alloy at 1 180 ℃ for different holding time

2.4 等溫過程中的硬度變化

圖5為高Nb-TiAl合金在1 180 ℃下保溫不同時(shí)間后的顯微硬度。從圖5可以看出，當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至27 h時(shí)，合金顯微硬度達(dá)到最大，這是因?yàn)榇藭r(shí)α2和γ相含量相當(dāng)，同時(shí)兩相存在釘扎作用，片層間距較為致密所致；當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至32 h和48 h時(shí)，高Nb-TiAl合金的顯微硬度明顯下降，這是由于合金中γ相增多，其顯微硬度相對(duì)較低，且保溫時(shí)間延長(zhǎng)會(huì)使合金的晶粒度變大所致；當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至60 h時(shí)，硬度大幅度降低，這可能是由于此時(shí)合金中存在大量的γ相和少量的α2相，γ相硬度較低所導(dǎo)致[11]。

圖5 高Nb-TiAl合金在1 180 ℃保溫不同時(shí)間后的顯微硬度Fig.5 Microhardness of high Nb-TiAl alloy at 1 108 ℃ for different holding time

3 結(jié) 論

(1)高Nb-TiAl合金α2→α相變溫度區(qū)間為1 140～1 209 ℃；α2→α等溫相變過程中，α相的形成過程呈“S”形曲線。

(2)高Nb-TiAl合金在等溫過程中，顯微組織主要由α2、γ相和少量β相形成的片層結(jié)構(gòu)組成。隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界處存在的β相逐漸減少，沿晶界產(chǎn)生的細(xì)小等軸γ晶粒逐漸增大。

(3)高Nb-TiAl合金的顯微硬度與熱處理保溫時(shí)間密切相關(guān)，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)呈先增大后減小的趨勢(shì)。