熱處理對鑄態(tài)Ti48Al2Cr2Nb1B合金組織和性能的影響

焦 勇，吳天棟，張利軍，周中波

(西安西工大超晶科技發(fā)展有限責(zé)任公司，陜西 西安 710200)

0 引 言

TiAl基合金具有輕質(zhì)、高比強(qiáng)、高比剛、耐蝕、耐磨、耐高溫以及優(yōu)異的抗氧化性等優(yōu)點(diǎn)，是航空航天及汽車發(fā)動機(jī)用耐熱結(jié)構(gòu)件的優(yōu)選材料，具有廣闊的應(yīng)用前景[1-3]。然而，鑄態(tài)TiAl 基合金組織通常為粗大片團(tuán)的層片結(jié)構(gòu)，室溫塑性幾乎為零，嚴(yán)重阻礙了其工程化應(yīng)用[4]。研究發(fā)現(xiàn)，具有均勻細(xì)小全層片狀組織或雙態(tài)組織的TiAl基合金可以獲得良好的綜合力學(xué)性能，最有可能得到實(shí)際應(yīng)用[5]。目前細(xì)化鑄態(tài)晶粒的方法主要有2種，一種是添加B、Y等元素通過合金化細(xì)化，另一種是直接熱處理細(xì)化，通過相變來控制組織。

隨著研究的深入，γ-TiAl基合金成為一種可部分替代Ni基高溫合金的極具應(yīng)用潛力的新型輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，可廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)熱端部件(如葉片、渦輪盤、氣門閥)以及汽車領(lǐng)域(如發(fā)動機(jī)、排氣閥)等[4, 6]。Ti-48Al-2Cr-2Nb合金是一種典型的第二代γ-TiAl基合金，該合金是在Ti48Al合金的基礎(chǔ)上加入Cr、Nb元素通過合金化來提高其抗蠕變和抗氧化性能，是GE公司迄今為止研發(fā)出的室溫塑性最優(yōu)的γ-TiAl基合金。2006年6月，Ti-48Al-2Cr-2Nb合金成功替代原來的鎳基高溫合金，制造了GEnx發(fā)動機(jī)第6、7兩級低壓渦輪葉片，使單臺發(fā)動機(jī)質(zhì)量減少了約90 kg，節(jié)油20%，氮化物(NOx)排放量減少80%，噪音顯著降低[7-8]。由于硼元素在TiAl基合金中可以形成硼化物，從而可細(xì)化晶粒，提高合金性能。為此，本研究通過添加1%(原子分?jǐn)?shù))的B來細(xì)化晶粒，制備出Ti48Al2Cr2Nb1B合金并澆注成試棒，對試棒熱處理后，進(jìn)行力學(xué)性能測試及組織形貌觀察，研究熱處理工藝對鑄態(tài)Ti48Al2Cr2Nb1B合金組織和性能的影響，旨在建立Ti48Al2Cr2Nb1B合金工藝-組織-性能的關(guān)系。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所采用的Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒經(jīng)真空自耗凝殼爐澆注而成，規(guī)格為φ20 mm×100 mm，共14支。其中2支試棒用于原始鑄態(tài)組織觀察，并對其力學(xué)性能進(jìn)行測試；另外12支試棒經(jīng)不同熱處理后用于分析熱處理工藝對其組織和性能的影響。Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的化學(xué)成分見表1。

Ti-Al 二元合金相圖中間部分包括2個包晶反應(yīng)，即L+β→α和L+α→γ；1個共析反應(yīng)，即α→α2+γ[9]。當(dāng)TiAl基合金的Al含量在46% ～50% (原子分?jǐn)?shù))之間時，液相冷卻的過程中會發(fā)生以下相變：L→L+β→L+β+α→β+α+γ→α+γ→lamellar(α2+γ)+γ。

通過差熱分析測得Ti48Al2Cr2Nb1B合金的共析轉(zhuǎn)變溫度為1 128 ℃，α轉(zhuǎn)變開始溫度為1 305 ℃，α轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度為1 362 ℃，故本實(shí)驗(yàn)選擇在α轉(zhuǎn)變溫度(Tα)以上的1 380 ℃進(jìn)行淬火， 然后在α+γ兩相區(qū)進(jìn)行時效處理，具體的熱處理工藝見表2。

表2 Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的熱處理制度Table 2 Heat treatments for Ti48Al2Cr2Nb1B alloy test bars

采用OLYMPUS GX41光學(xué)顯微鏡對試樣進(jìn)行組織觀察，采用 JSM-6360 型掃描電鏡附加 X 射線能譜儀進(jìn)行微區(qū)成分分析；采用Instron-4507拉力試驗(yàn)機(jī)測試室溫力學(xué)性能。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織分析

2.1.1 鑄件的顯微組織

圖1為鑄態(tài)Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的顯微組織照片。

圖1 不同放大倍數(shù)的鑄態(tài)Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的顯微組織Fig.1 Microstructures of as-cast Ti48Al2Cr2Nb1B alloy test bars under different amplifications:(a)100×；(b)2000×；(c)2000×

從圖1a可以看出，鑄態(tài)Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的顯微組織為全層片組織，其中層片的生長方向垂直于柱狀晶方向，在層片中分布著針狀組織，其存在位置主要有2種：一種位于層片內(nèi)部，割裂了層片；另一種位于層片團(tuán)交界位置或靠近層片團(tuán)交界位置處。對針狀組織進(jìn)行能譜分析，具體分析位置如圖1b、1c所示，得到的各元素含量見表3。通過能譜分析可以確定針狀組織為硼化物。

2.1.2 淬火后的顯微組織

鑄態(tài)Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的粗大層片組織比較穩(wěn)定，難以通過常規(guī)的熱處理進(jìn)行組織細(xì)化，為此，本實(shí)驗(yàn)采用了淬火處理。將試樣在Tα以上保溫 30 min，然后快速冷卻(冷卻方式分別為水冷、油冷、空冷)。熱處理過程中，鑄態(tài)Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的層片組織首先轉(zhuǎn)變?yōu)棣辆Я?，然后在快速冷卻時發(fā)生塊狀轉(zhuǎn)變，形成塊狀組織(γm)或非平衡組織(γf)，并含有大量的微觀缺陷，為后續(xù)時效過程提供豐富的形核位置。圖2是 Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒淬火時分別經(jīng)水冷、油淬、空冷后的顯微組織。從圖2可以看出，經(jīng)3種不同冷卻方式的淬火處理后，Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒均沒有獲得完整的塊狀γm組織。水冷后的組織以塊狀γm組織為主，并含有大量的非平衡態(tài)的羽毛狀γf組織，如圖2a所示；油冷后的組織依然為層片組織，且層片組織發(fā)生粗化，其中的γ層片厚度明顯比α2層片厚，層片中間和層片團(tuán)交界處分布著針狀硼化物組織，如圖 2b所示；空冷后的組織也為層片組織，且與鑄態(tài)層片組織相同，僅在層片團(tuán)交界處γ層片厚度比α2層片略厚，同樣在層片中間和層片團(tuán)交界處分布著針狀硼化物組織，如圖2c所示。

表3 圖1中針狀組織的能譜分析結(jié)果Table 3 EDS results of the acicular structure in fig.1

Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒淬火后均未獲得預(yù)期的完整的塊狀γm組織，只是在冷卻速度最快的水冷條件下才觀察到有塊狀γm組織和羽毛狀非平衡組織γf，這是由于B元素的加入除了可以細(xì)化晶粒尺寸，還能提高全片層組織的穩(wěn)定性，有效抑制抑制γm塊狀組織的形成和非平衡羽毛狀層束的生成。 雖然較高的淬火溫度和較快的冷卻速度有利于獲得γm塊狀組織和非平衡羽毛組織γf，但過快的冷卻速度容易在TiAl基合金內(nèi)部產(chǎn)生裂紋，因此本實(shí)驗(yàn)中水冷條件下雖然能獲得塊狀γm組織和羽毛狀非平衡組織γf，但也有一組試樣在淬火后出現(xiàn)了開裂的現(xiàn)象。

圖2 Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒經(jīng)淬火處理后的顯微組織 Fig.2 Microstructures of Ti48Al2Cr2Nb1B alloy test bars after quenching: (a)water-cooling; (b)oil-cooling; (c)air-cooling

2.1.3 時效后的顯微組織

對經(jīng)淬火處理后的Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒加熱到α+γ兩相區(qū)保溫6 h空冷后得到的顯微組織如圖3所示。其中，圖3a為經(jīng)1-2工藝處理后得到的Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的顯微組織。由圖3a可見，組織為層片組織，但層片粗大，并分布著大量的塊狀和等軸γ相，介于近層片組織和雙態(tài)組織之間。這是因?yàn)樗愫蟮慕M織中缺陷最多，時效過程中γm組織可充分轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?，但由于時效時間較長，α相又逐漸長大，冷卻過程中部分γ相又從α相中析出，形成了層片狀組織，而淬火過程已將原有的層片組織破碎，因此形成了介于近層片組織和雙態(tài)組織之間的一種組織。

圖3b為經(jīng)2-2工藝處理后的Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的顯微組織。由圖3b可見，組織為雙態(tài)組織，其中亮色區(qū)域?yàn)棣孟啵实容S狀或短條狀，暗色區(qū)域?yàn)棣?+γ片層組織。經(jīng)油淬后，試棒的組織雖然還是層片組織，但是淬火產(chǎn)生了大量缺陷，另外分布于層片間的硼化物為α相提供了形核核心，時效過程中首先在缺陷部位發(fā)生γ相向α相的轉(zhuǎn)變，α相在γ相上沿不同的方向和慣習(xí)面析出，造成長條狀γ相發(fā)生斷裂，形成晶粒尺寸較小的雙態(tài)組織。

圖3c為經(jīng)3-2工藝處理后的Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的顯微組織。由圖3c可見，組織為近層片組織， 由α2/γ層片團(tuán)以及少量的分布于層片間的等軸γ晶粒所組成?？绽浜蟮慕M織中由于缺陷較少，時效過程中無法形成足夠的α相，只在晶界處缺陷較多的部位和硼化物聚集處發(fā)生了γ相向α相的轉(zhuǎn)變，同樣α相在γ相上沿不同的方向和慣習(xí)面析出，造成長條狀γ相發(fā)生斷裂，在晶界處和硼化物聚集處生成了等軸γ相，因此合金試棒的組織為典型的近層片組織。

圖3 Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒經(jīng)淬火+時效處理后的顯微組織Fig.3 Microstuctures of Ti48Al2Cr2Nb1B alloy test bars after quenching and aging with different experiment conditions:(a)aging after water-cooling; (b)aging after oil-cooling; (c)aging after air-cooling

2.2 力學(xué)性能分析

表4為Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒鑄態(tài)和熱處理后的室溫抗拉強(qiáng)度及伸長率。從表4可以看出，采用3種熱處理工藝處理后的Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒抗拉強(qiáng)度均有所提高，而伸長率幾乎沒有變化。通過前面的組織分析可知，淬火+時效處理可以細(xì)化Ti48Al2Cr2Nb1B合金的晶粒尺寸和層片間距，提高室溫力學(xué)性能，但其組織仍為層片組織，試樣拉伸斷裂方式仍為脆斷，對塑性的影響有限。

表4 Ti48Al2Cr2Nb1B合金試棒的室溫力學(xué)性能Table 4 Room temperature mechanical properties of Ti48Al2Cr2Nb1B alloy test bars

3 結(jié) 論

(1)Ti48Al2Cr2Nb1B合金中的硼化物可以提高全層片組織的穩(wěn)定性，通過淬火很難獲得完整粗大的塊狀γm組織，但在硼化物聚集處存在大量的缺陷，可以在后續(xù)的時效中促進(jìn)α相的形成，細(xì)化晶粒。

(2)采用淬火+時效的熱處理方式可以提高Ti48Al2Cr2Nb1B合金的室溫抗拉強(qiáng)度，但對塑性的影響不大，其中經(jīng)過1 380 ℃×30 min/OC+1 240 ℃×6 h/AC處理后，其組織為均勻細(xì)小的雙態(tài)組織，抗拉強(qiáng)度最高。

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