α2+B2相區(qū)等溫鍛造及熱處理對Ti-22Al-25Nb合金組織和性能的影響

梁曉波，馬 雄，張建偉，程云君,曾衛(wèi)東,王 偉

(1. 鋼鐵研究總院, 北京 100081) (2. 西北工業(yè)大學(xué), 陜西 西安 710072)

0 引 言

隨著航空工業(yè)迅速發(fā)展，對航空材料的性能要求越來越高，尤其是對航空發(fā)動機材料，迫切要求其進一步降低密度和提高高溫服役性能[1-2]。Ti2AlNb基合金質(zhì)輕，室溫塑性和高溫強度好，斷裂韌性高，抗蠕變、疲勞和氧化性能優(yōu)良，成為航空發(fā)動機高溫零部件的首選材料之一[2]。近十幾年來，國內(nèi)一些材料研究單位針對該合金體系展開了廣泛研究，并取得了較大進展。其中，鋼鐵研究總院研制的成分為Ti-22Al-25Nb(原子分數(shù))合金表現(xiàn)出了優(yōu)異的綜合性能，成為研究熱點[1-2]。

Ti2AlNb基合金不同于傳統(tǒng)的鈦合金，它屬于三元體系，相變關(guān)系極為復(fù)雜，微觀組織對熱機械加工工藝制度非常敏感[3]。不同熱加工工藝制度下的Ti2AlNb基合金，可能包含α2相(有序密排六方相，基于Ti3Al的DO19結(jié)構(gòu))、 O相(有序正交相，基于Ti2AlNb的Cmcm結(jié)構(gòu))、B2相(有序體心立方相)中的兩相或三相，而各個相所起的作用又各不相同[4]。因此，系統(tǒng)認識合金的微觀組織演變規(guī)律，有效控制其微觀組織變化，就顯得十分重要。

目前，Ti2AlNb基合金的熱加工理論主要依賴傳統(tǒng)的兩相鈦合金以及α2基TiAl系金屬間化合物的加工理論，其熱機械加工方法主要為傳統(tǒng)的擠壓、鍛造、軋制等熱加工工藝方法[5]。等溫鍛造與傳統(tǒng)的熱軋、鍛造相比，能夠明顯改善材料顯微組織的均勻性、提高室溫塑性，是一種重要的熱機械加工方法。但是，目前有關(guān)Ti2AlNb基合金等溫鍛造方面的研究鮮有報道。因此，迫切需要探究其在等溫鍛造過程中顯微組織的演變規(guī)律，明晰顯微組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系，這對Ti2AlNb基合金的工程化應(yīng)用具有重要意義。

本研究探討了α2+B2相區(qū)等溫鍛造和熱處理對名義成分為Ti-22Al-25Nb的Ti2AlNb基合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，以期獲得具有優(yōu)良組織狀態(tài)的Ti-22Al-25Nb合金，其室、高溫綜合性能能夠滿足工程化應(yīng)用的要求。

1 實 驗

實驗原料為鋼鐵研究總院提供的φ150 mm Ti-22Al-25Nb合金鍛棒，其化學(xué)成分見表1。

表1 Ti-22Al-25Nb合金的化學(xué)成分(x/%)

將原料棒材在α2+B2相區(qū)(1 040 ℃)進行等溫鍛造。為了研究該合金等溫鍛造后熱處理組織的演變規(guī)律，在等溫鍛造件上取樣，分別于920、940、960 ℃固溶1 h后水冷，觀察顯微組織，選出最佳固溶處理溫度。再在等溫鍛造件上取樣，在最佳固溶溫度進行固溶處理，隨后分別在760、800、840 ℃，進行12 h、爐冷時效處理。

采用X射線衍射(XRD)技術(shù)分析物相結(jié)構(gòu)。采用掃描電鏡(SEM)附帶背散射(BSD)技術(shù)分析微觀組織。采用Instron-1196拉伸試驗機測試室溫以及650 ℃高溫拉伸性能。每種制度取3個試樣，結(jié)果取平均值。

2 結(jié)果和討論

2.1 等溫鍛造對Ti-22Al-25Nb合金顯微組織的影響

圖1為Ti-22Al-25Nb合金原始鍛棒及其在α2+B2相區(qū)等溫鍛造后的顯微組織照片和XRD圖譜。

從圖1a中可以看到，原始棒材的顯微組織由等軸α2相、O相包裹著的等軸α2相、排列方向雜亂的細小板條狀O相和B2相基體組成。等軸α2相顆粒呈橢圓形，尺寸大約為2～9 μm，不均勻地分布在B2相基體中，且大多數(shù)分布在B2相晶界處，抑制了B2相晶粒的長大，因而B2相晶粒尺寸較小。采用截線法測量統(tǒng)計后得出，B2相的平均晶粒尺寸約為35 μm。O相包裹著的等軸α2相顆粒是α2相與B2相發(fā)生包析反應(yīng)得到的[3]。細小板條狀O相是在棒材鍛造后冷卻過程中析出的。

XRD分析(圖1b)也進一步表明，Ti-22Al-25Nb合金原始鍛棒的顯微組織主要由α2、B2以及O相組成。

等溫鍛造是獲得理想顯微組織的重要工藝之一。原始鍛棒在α2+B2兩相區(qū)等溫鍛造后的顯微組織見圖1c?？梢钥闯觯葴劐懺旌蟮娘@微組織仍然由等軸α2相顆粒、O相包裹著的等軸α2相、細小的板條狀O相與B2基體組成。與原始鍛棒組織相比，由于等溫鍛造的溫度提高到了α2+B2兩相區(qū)，等軸α2相顆粒發(fā)生溶解，數(shù)量減少，尺寸有所下降。等軸α2相顆粒仍傾向于不均勻地分布在B2相晶內(nèi)和晶界處，勾勒出原始B2相晶粒的輪廓，尺寸明顯增大，平均尺寸約為150 μm。板條狀的O相是在等溫鍛造后的冷卻過程中形成的。

由Ti-22Al-25Nb合金α2+B2兩相區(qū)等溫鍛造后XRD圖譜(圖1d)可以看出，(202)α2、(201)B2以及(312)O的衍射峰要強于其他晶面的衍射峰，進一步證明其顯微組織由α2、B2以及O相組成。

2.2 固溶處理對Ti-22Al-25Nb合金顯微組織的影響

圖1 Ti-22Al-25Nb合金原始鍛棒及其等溫鍛造后的顯微組織照片和XRD圖譜Fig.1 Microstructures and XRD patterns of Ti-22Al-25Nb alloy of the as-forged and after isothermal forging:(a)microstructure,as- forged；(b)XRD patterns,as-forged;(c)microstructure,after isothermal forging;(d)XRD patterns,after isothermal forging

圖2為等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)不同溫度固溶處理后的顯微組織照片。從圖2可以看出，等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)過920～960 ℃固溶處理后,顯微組織主要發(fā)生了以下變化：等軸α2相顆粒進一步分解，形成細針狀O相；板條O相溶解，變粗、變短；細針狀O相隨著固溶溫度升高粗化，并發(fā)生靜態(tài)球化。920 ℃固溶處理的(圖2a)，等軸α2相顆粒不穩(wěn)定，有細針狀O相從顆粒內(nèi)部析出，同時板條O相變寬、變短。940 ℃固溶處理溫度的(圖2b)，等軸α2相顆粒分解形成的針狀O相變短、粗化，更多的板條狀O相溶解到B2基體中，組織中O相含量減少，且另有部分O相發(fā)生靜態(tài)球化而變成球形。960 ℃固溶處理溫的(圖2c)，板條狀O相溶解的更多，或通過靜態(tài)球化轉(zhuǎn)變成等軸O相，等軸α2相顆粒再無明顯地分解跡象。

圖2 Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)不同溫度固溶處理后的顯微組織照片F(xiàn)ig.2 Microstructures of the Ti-22Al-25Nb alloy after different solution treatments:(a)920 ℃;(b)940 ℃;(c)960 ℃

Banerjee[3]及武英[6]等人此前的研究也發(fā)現(xiàn)了“Ti2AlNb基合金熱處理過程中等軸α2相顆粒分解生成了細針狀的O相的現(xiàn)象”，認為：α2相分解是上坡擴散過程，α2相中的Nb元素過飽和，在熱處理過程中分解成貧Nb區(qū)和富Nb區(qū)；其中的富Nb區(qū)成分因接近Ti2AlNb而形成了O相，貧Nb區(qū)則依然保留α2相結(jié)構(gòu)。

本研究的等溫鍛造是在α2+B2兩相區(qū)進行的。由于等溫鍛造溫度高，且加熱及鍛造時間較長，Nb元素向α2相擴散，形成了過飽和固溶體，因此再在O+B2相區(qū)(920～960 ℃)固溶處理時，有細針狀O相從等軸α2相顆粒中析出。其中940 ℃固溶的，顯微組織中含有少量的粗板條O相，保留了較多的B2相基體，可為后續(xù)時效過程彌散析出針狀O相提供動力。因此940 ℃為較優(yōu)的固溶溫度。

2.3 時效處理對Ti-22Al-25Nb合金顯微組織的影響

圖3為Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)940 ℃固溶處理、760～840 ℃時效處理的顯微組織照片。從圖中可以看出，經(jīng)過760～840 ℃時效處理后，Ti-22Al-25Nb合金的顯微組織主要發(fā)生了如下變化：從B2基體中析出二次針狀O相，且隨著時效溫度升高，二次針狀O相變粗、變短。760 ℃時效的(圖3a)，析出的二次針狀O相較細。 840 ℃時效的(圖3c)，析出的二次針狀O相較粗。

圖3 Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)940 ℃固溶+不同溫度時效處理后的顯微組織照片F(xiàn)ig.3 Microstructures of the Ti-22Al-25Nb alloy with 940 ℃ solution and then different aging treatments: (a)760 ℃(HT-760);(b)800 ℃(HT-800);(c)840 ℃(HT-840)

前述熱處理對α2+B2相區(qū)等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金顯微組織的影響規(guī)律分析中已經(jīng)說明，O相的顯微組織形態(tài)主要有3種：①從α2相中析出的細針狀O相，它是由α2相分解形成的，α2→α2(Nb-lean)+O(Nb-rich)，且隨著固溶處理溫度的升高，針狀板條O相增厚；②等軸O相，主要是板條O相通過靜態(tài)球化過程衍變而來； ③從B2相基體中析出的板條狀O相。它主要是在2個過程形成，一個是在等溫鍛造后的空冷過程，首先從等軸α2相中析出針狀O相，該O相在隨后的固溶處理時板條粗化；另一個是在時效過程，從殘留B2基體中二次析出的板條狀O相，此O相板條總體較細，并且隨時效溫度升高O相板條略微變粗。

2.4 熱處理對Ti-22Al-25Nb合金拉伸性能的影響

α2+B2兩相區(qū)等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)940 ℃固溶、不同時效溫度處理后的室溫和650 ℃拉伸性能示于表2。由表2可知，Ti-22Al-25Nb合金隨著時效溫度的升高，無論是室溫還是650 ℃高溫均表現(xiàn)為強度降低，塑性提高。與室溫拉伸性能相比，該合金650 ℃的拉伸強度降低了200～300 MPa，而延伸率最高值為19%，提高得并不多，僅為6%，但斷面收縮率有較大幅度提高，表明其在高溫下的頸縮較小。760 ℃時效的Ti-22Al-25Nb合金，其高溫拉伸強度高的原因在于：低溫時效處理時，析出了較多的二次O相，減小了B2相的體積分數(shù)，即為O相析出強化。

表2 α2+B2相區(qū)等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金不同熱處理制度下的拉伸性能

圖4為α2+B2兩相區(qū)等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)940 ℃固溶、不同時效溫度處理后的室溫拉伸斷口的高、低倍照片。從圖4a、4c可以看出，Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)不同熱處理制度處理后，其室溫斷裂均以解理和小平面狀的斷裂為主，表現(xiàn)出脆性金屬斷裂的特征。進一步觀察拉伸斷口的高倍照片(圖4b、4d)會發(fā)現(xiàn)：斷口由B2相的韌性斷裂和O相的小平面狀脆性斷裂組成，且由于HT-840試樣中的B2相體積分數(shù)多于HT-760試樣，因此其斷口中的韌窩數(shù)量比較多，表現(xiàn)出的塑性指標也要高一些。

圖4 Ti-22Al-25Nb合金室溫拉伸斷口照片F(xiàn)ig.4 Room-temperature fractographs of Ti-22Al-25Nb alloy: (a)macro-fractograph for HT-760; (b)micro-fractograph for HT-760; (c)macro-fractograph for HT-840; (d)micro-fractograph for HT-840

斷口韌窩尺寸大小及深淺能夠反映材料塑性的好壞。塑性差的，則斷口上的韌窩尺寸較小，也較淺；反之，則斷口韌窩尺寸較大，也較深。圖5為α2+B2相區(qū)等溫鍛造Ti-22Al-25Nb合金650 ℃高溫拉伸斷口的高低倍照片。比較圖5a、5b可以看到，不同時效溫度下合金斷口都呈現(xiàn)出撕裂棱和韌窩等特征，只是韌窩大小和深淺的區(qū)別。其中在840 ℃時效處理的(圖5b)，斷口韌窩相對深一些，尺寸也大一些，表明其塑性優(yōu)于760 ℃時效處理的。

圖5 Ti-22Al-25Nb合金650 ℃高溫拉伸斷口照片F(xiàn)ig.5 High-temperature fractographs of Ti-22Al-25Nb alloy at 650 ℃:(a)HT-760;(b)HT-840

3 結(jié) 論

研究了Ti-22Al-25Nb合金在α2+B2相區(qū)等溫鍛造及不同制度熱處理時顯微組織的演變及其對室溫、高溫拉伸性能的影響，得到如下主要結(jié)論。

(1)在α2+B2相區(qū)等溫鍛造后顯微組織仍由等軸α2相顆粒、O相包裹著的等軸α2相、細小的板條狀O相與B2基體組成；與原始鍛棒組織區(qū)別是部分等軸α2相顆粒溶解，數(shù)量減少，尺寸下降。

(2)等溫鍛造后再在O+B2相區(qū)固溶處理，其組織中的等軸α2相顆粒分解，顯微組織由等軸α2/O相顆粒、板條O相和B2基體組成，且隨著固溶溫度提高，板條O相溶解、變粗、變短。

(3)經(jīng)過固溶加時效處理的Ti-22Al-25Nb合金，其顯微組織從B2基體中析出二次針狀O相，且隨著時效溫度升高，二次針狀O相變粗、變短。其室溫及650 ℃的高溫拉伸性能隨著時效溫度升高，表現(xiàn)為強度降低而塑性提高。

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