元素粉末鍛造法制備Ti-43Al-5V-4Nb合金的組織與性能

蘇勇君，孔凡濤，張德良，陳玉勇

(1.哈爾濱工業(yè)大學材料科學與工程學院，哈爾濱 150001;2.懷卡托大學科學與工程學院，新西蘭哈密爾頓 3105)

TiAl金屬間化合物由于其優(yōu)異的綜合性能，如高熔點、低密度、高彈性模量、良好的阻燃能力以及優(yōu)異的抗氧化性能和抗蠕變性能等，被視為具有應用潛力的新一代高溫輕質結構材料，其主要應用在航空航天及汽車等領域，如發(fā)動機用高壓壓縮機葉片、高壓渦輪機葉片、航空發(fā)動機葉片、排氣閥等［1-3］.粉末冶金法，特別是元素粉末冶金法，由于其獨特的優(yōu)點成為一種制備TiAl合金的優(yōu)良方法.粉末冶金法的優(yōu)點是:無疏松、縮孔等鑄造缺陷;成分均勻，顯微組織細小，因而具有良好的力學性能;易于添加合金元素和制備復合材料以及易于實現(xiàn)復雜零件的近終成形［4］.目前，粉末冶金法的研究主要集中在機械合金化以及各種不同的燒結方法，如熱壓和熱等靜壓以及等離子燒結等.機械合金化工藝簡單，容易均勻和細化，并且容易得到納米晶及非晶組織，但是在球磨過程中不可避免會出現(xiàn)雜質元素的污染及氧含量高等問題;傳統(tǒng)的燒結方法容易得到高致密材料，但是其缺點是加熱保溫時間長或者設備昂貴，從而限制了其工業(yè)化的應用.近幾年來，TiAl元素粉末的熱變形加工技術(如鍛造、擠壓和軋制等)引起了研究者們的注意，如T.K.Lee等［5］把混合粉末冷壓成預制塊后，把預制塊放在不銹鋼包套里抽真空再進行熱軋或者熱鍛.本研究試圖采用快速加熱和無包套鍛造方法制備TiAl合金，研究無包套鍛造對該合金組織和性能的影響.

1 實驗

本研究選用合金的名義成分為Ti-43Al-5V-4Nb(at%)，其初始材料Ti粉末和Al粉采用元素粉末，而其他粉末采用中間合金，如Al-V合金和Al-Nb合金，各種粉末的尺寸及純度見表1.在球磨機進行混粉.球磨罐材質為GGr15軸承鋼，采用O形橡膠密封圈.球料比3∶1，轉速為100 r/mim，混粉時間為8 h.把混合均勻的粉末放在模具里，在75 MPa的壓力機下制備成直徑為35 mm高為34 mm的預制塊.然后把預制塊進行加熱，當溫度達到1 300℃時進行鍛造，其變形量達到70%，鍛造后的相對密度為93%.鍛造后的照片如圖1所示.

表1 原料粉末的選取

圖1 Ti-43Al-5V-4Nb合金鍛造后鍛餅外觀

TiAl合金的純度對改善合金的塑性有較明顯的作用，特別是其氧和氮含量對其有非常重要的影響.在整個制備過程中，為了控制其氧和氮的含量，整個過程都是在高純氬氣中進行的，經測定，鍛造后鍛坯的氧和氮含量分別為0.17%和0.018%.

分別采用X射線衍射分析(XRD)和掃描電子顯微鏡分析(SEM)等對Ti-43Al-5V-4Nb進行相分析和顯微組織觀察.合金的拉伸性能測試在Instron4507萬能試驗機上進行，應變速率為6.67X10-4s-1.

2 結果及討論

2.1 燒結后顯微組織和相分析

由前期的研究得知［6］，Ti粉和 Al粉在燒結過程中，當溫度到達Al的熔點時，Ti和Al發(fā)生激烈的反應，放出大量的熱，混合粉末依靠自身的熱量，在短時間內，溫度達到1 158℃，然后加熱使溫度達到1 300℃，經掃描電鏡分析，發(fā)現(xiàn)燒結后的預制塊存在大量的孔隙.

為了研究Ti-43Al-5V-4Nb孔隙形成的機理，分別對Ti-43Al-5V-4Nb預制塊快速加熱到640℃和超過Al的熔點后，靠自身的反應繼續(xù)升溫并繼續(xù)加熱，直到溫度升高到1 300℃.

圖2是兩種不同溫度下的XRD圖譜.可以看出，在Al熔點以下，只有Ti和Al發(fā)生擴散反應，生成TiAl3相.由于固相下Al擴散速度明顯高于Ti，因此擴散反應初期的反應生成相為單一的TiAl3相，即 Ti+Al→Ti+TiAl3+Al.由于 TiAl3相的形成，造成Ti顆粒的中心位置發(fā)生偏移［7］，造成了體積膨脹，從而形成孔隙;當溫度升高到Al的熔點時，Ti和Al元素之間的反應變的復雜.液態(tài)Al和Ti繼續(xù)反應，此時反應機制主要為溶解-析晶.此時該反應速度很快，并且放出大量的熱量.進一步促進了反應的進行.當反應進行到Al完全消耗掉時，相組成則為Ti+TiAl3+Al→Ti+TiAl3.

隨著反應的的進行，形成了新相TiAl2，TiAl2相含量少且存在的時間短，Ti與TiAl2反應再生成TiAl，TiAl與Ti反應又生成了Ti3Al.此時反應為:Ti+Ti3Al→Ti3Al+TiAl+TiAl2和 Ti3Al+TiAl2+TiAl→TiAl.由于反應時間短，速度快，所以燒結結束時還有少量的Ti和TiAl3存在.此外，我們還可以看到生成物中還含有B2相.

圖3是Ti-43Al-5V-4Nb預制塊加熱到640°C時的BSE組織.其能譜分析如表2所示:球形狀的是霧化Ti顆粒;灰白色(C處)的是Al-Nb中間合金;灰褐色(B處)是Al-V中間合金;黑色(D處)是Al粉末;白色(F處)是Nb;包覆在Ti顆粒表面的是TiAl3相.TiAl3相使得Ti顆粒發(fā)生體積膨脹，而在鋁顆粒原位留下空位以及TiAl3相中會產生很多細小的空位［8］.

圖2 Ti-43Al-5V-4Nb預制塊升溫后的XRD圖譜

圖3 Ti-43Al-5V-4Nb預制塊快速加熱到640℃時的BSE組織

表2 圖3中各位置的化學成分 (at%)

圖4是Ti-43Al-5V-4Nb預制塊加熱到1300°C時的BSE組織.經能譜分析(見表3所示)亮灰色C處中富含V、Nb等β相穩(wěn)定元素，而黑色B處的大致成分為50.07Ti、46.10Al、2.60V、1.23Nb(at%)，結合XRD分析結果，認為亮灰色C處為β(B2)相，黑色B處為γ相.A處是未反應完全的Ti，而D和E處分別大量沒有反應完全的Nb和V.

圖4 快速燒結到1 300℃時Ti-43Al-5V-4Nb的組織

表3 圖4中各位置的化學成分 (at%)

2.2 鍛造后的顯微組織

圖5是鍛造后的XRD圖.從圖中可以看出，鍛造后，和預制塊加熱到1 300℃一樣仍然包含TiAl、Ti3Al、B2、Ti和 TiAl3相，但 TiAl3相明顯減少.

圖6是鍛造后的顯微組織.由表4能譜分析得知，圖中白色的主要是沒有擴散完全的Nb.

圖5 Ti-43Al-5V-4Nb鍛造后的XRD圖

圖6 鍛態(tài)Ti-43Al-5V-4Nb合金的SEM組織

表4 圖6中各位置的化學成分 (at%)

2.3 鍛坯熱處理的顯微組織

元素粉末冶金Ti-43Al-5V-4Nb合金鍛造后其孔隙得到極大的改善，但是Nb是一種難以擴散的元素，特別是在快速燒結過程中，由于時間短，所以Nb擴散的不充分.此外在TiAl合金熱加工過程中，β相可以提高合金的變形能力，使其在熱變形過程中減少開裂.然而，TiAl合金在高溫環(huán)境下運用時，其β相大量存在，對合金的強度和蠕變性能極為不利［10-12］.所以要通過熱處理促使Nb的擴散和消除合金中的β相，改善合金的性能.

圖7是在熱處理條件為在1 300℃下保溫1 h的掃描照片.由表5能譜分析得知，熱處理之后在晶界處存在少量的β相，并且獲得了全層片組織，晶粒大小約為 100 μm，Nb基本上完全擴散了.

圖7 Ti-43Al-5V-4Nb合金熱處理后的SEM組織

表5 圖7中各位置的化學成分 (at%)

圖8是熱處理后的XRD，從圖中可以看出，合金主要含TiAl和Ti3Al相，因β相太少，所以XRD圖譜里顯示不出來.

圖8 Ti-43Al-5V-4Nb合金熱處理后的XRD圖

2.4 力學性能

圖9為鍛態(tài)和熱處理后Ti-43Al-5V-4Nb合金的拉伸性能.從圖中可以看出，熱處理之后鍛坯在不同的測試溫度下的力學性能比熱處理之前的鍛餅性能明顯提高，在室溫條件下，熱處理之后的屈服強度從370 MPa左右增加到480 MPa，增加了110 MPa，而延伸率從0.27%增加到0.83%;700℃和750℃下，熱處理之后的屈服強度分別為580 MPa和530 MPa，而熱處理之前的屈服強度分別為450 MPa和420 MPa，延伸率從熱處理之前的5%和8.8%增加到12%和27%，體現(xiàn)了顯著的增加趨勢.熱處理之后的力學性能明顯高于熱處理之前的性能，主要原因是各種元素，特別是Nb基本上完全擴散并且只存在少量的β相.

圖9 不同狀態(tài)Ti-43Al-5V-4Nb合金的拉伸性能

3 結論

1)采用粉末冶金鍛造法制備了Ti-43Al-5V-4Nb合金，經過熱處理1300℃下保溫1h后，該合金具有全層片組織結構，其晶粒尺寸為80μm左右，主要由γ-TiAl和α2-Ti3Al相組成.

2)鍛坯鍛造后經過熱處理，其力學性能得到顯著的提高，在室溫下其屈服強度為480MPa，延伸率為0.83%;在700℃和750℃，其屈服強度分別為580MPa和530MPa，其延伸率分別為12%和27%.

［1］APPEL F，WAGNER R.Microstructure and deformation of two-phase V-titanium aluminides［J］.Mat Sci Eng:R:Reports，1998，22(5):187-268.

［2］DIMIDUK D M.Gamma titanium aluminide alloys-an assessment within the competition of aerospace structureal materials［J］.Mat Sci Eng A，1999，263(2):281-288.

［3］YAMAGUCHI M，INUI H，ITO K.High-temperature structural intermetallics ［J］.Acta Mater，2000，48(1):307-322.

［4］張永剛，韓雅芳，陳國良，等.金屬間化合物材料［M］.北京:國防工業(yè)出版社，2001:1008.ZHANG Yong-gang，HAN Yan-fang，CHEN Guo-liang，et al.Structural Intermetallics［M］.Beijing:National Defence of Industry Press，2001:1008.

［5］LEE T K，MOSUNOV E I，HWANG S K.Consolidation of a gamma TiAl-Mn-Mo alloy by elemental powder metallurgy［J］.Mat Sci Eng A，1997(239-240):540-545.

［6］CHEN Y Y，SU Y J，KONG F T，et al.Fabrication of Ti-43Al-5V-4Nb Intermetallic Compounds by Forging Using the Blended Elemental Powders［J］.Advanced Materials Research，2011，308-310:796-799.

［7］TANG Z，WANG F，Wu W.Hot-corroxion behavior of TiAl-base intermetallics in molten salts［J］.Oxidation of Metals，1999，51(3):235-250.

［8］WANG GX，DAHMS M.An overview:TiAl-based alloys prepared by elemental powder metallurgy［J］.Powder Metallurgy International，1992，24(4):219-225.

［9］TETSUI T.Scripta Mater.Effects of high niobium addition on the mechanical prpperties and high-temperature deformability of gamma TiAl alloy［J］.Intermetallics，2002，10(3):239-245.

［10］SEO D Y，BEDDOES J，ZHAO L，et al.The influence of aging on the microstructure and creep behavior of a γ-Ti-48%Al-2%W［J］.Intermetallic Mater Sci Eng A，2002(329-331):737-748.

［11］HODGE A M，HSIUNG L M，NIEH T G.Creep of nearly lamellar TiAl alloy containing W［J］.Scr Mater，2004，51:411-415.