Al對(duì)8Nb-TiAl合金鑄態(tài)組織及凝固路徑的影響

徐麗麗徐勇張東明許榮福王志剛

(1.山東建筑大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東 濟(jì)南250101；2.山東中建八局投資建設(shè)有限公司，山東 濟(jì)南250100)

0 引言

傳統(tǒng)的高溫合金材料主要包括鐵基、鎳基、鈷基合金，雖然其使用溫度以及高溫強(qiáng)度都能滿足要求，但是這些合金的密度大，高溫抗氧化性差，導(dǎo)致其作為結(jié)構(gòu)件使用時(shí)會(huì)造成能源浪費(fèi)以及環(huán)境污染[1-2]。近年來，研究人員發(fā)現(xiàn)Ti-Al基合金具有較高的比強(qiáng)度、比模量和高溫抗氧化等性能，且其密度只有傳統(tǒng)高溫合金材料的一半，是極具發(fā)展?jié)摿Φ妮p質(zhì)高溫耐熱材料[3-6]。2000年，美國通用電氣公司采用TiAl鑄造了飛機(jī)低壓渦輪的后兩級(jí)葉片，應(yīng)用于波音飛機(jī)的發(fā)動(dòng)機(jī)，降低了約15%的能耗，并且減少了將近1/2的溫室氣體排放[7]。雖然與傳統(tǒng)高溫合金材料金相比，TiAl基合金具有突出的性能優(yōu)勢，但室溫延展性及高溫抗蠕變性能較差，限制了其應(yīng)用[8]。YOSHIHARA等[9]研究發(fā)現(xiàn)在TiAl基合金中加入高熔點(diǎn)元素Nb，既可以保持TiAl基合金的低密度、高強(qiáng)度等優(yōu)點(diǎn)，又可以有效改善其室溫塑性和可加工性。隨后，以陳國良院士為首的課題組研究的高Nb-TiAl合金不僅具有更好的高溫性能，而且保持了TiAl合金密度低、晶體結(jié)構(gòu)簡單及組織控制容易等優(yōu)點(diǎn)[10]。如今，Ni＞5%的Nb-TiAl合金以其優(yōu)異的性能在航空、航天以及汽車發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)件等領(lǐng)域得到了廣泛關(guān)注[2，11-12]，且在科研人員的不斷努力下取得了較好的研究成果[13-14]。

排氣閥是汽車發(fā)動(dòng)機(jī)上最重要的零部件之一，惡劣的工作環(huán)境要求排氣閥材料應(yīng)具有足夠的硬度、耐熱、耐沖擊、耐磨損、耐腐蝕、輕質(zhì)等性能[2]。采用TiAl基輕質(zhì)合金制成的排氣閥重量僅為鋼制排氣閥的一半，可減小閥體與氣缸之間的摩擦力，進(jìn)而降低發(fā)動(dòng)機(jī)的噪音[15]，且其室溫和高溫性能均優(yōu)于汽車上常用的奧氏體耐熱鋼和鎳基合金[2]。將TiAl基合金應(yīng)用于汽車工業(yè)，可以有效節(jié)約能源、減少排放，實(shí)現(xiàn)汽車工業(yè)的輕量化、低能耗發(fā)展。排氣閥結(jié)構(gòu)復(fù)雜且底盤壁厚較小，常采用熔模精密鑄造一次性鑄造成型[16-17]。

文章采用熔模鑄造和離心鑄造相結(jié)合的方法制備了8Nb-TiAl合金鑄件，分析Al對(duì)8Nb-TiAl合金組織的影響，并且結(jié)合計(jì)算得到了平衡相圖，研究了其實(shí)際凝固路徑，為高Nb-TiAl合金的非平衡凝固研究提供了一定的理論和實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 材料與方法

1.1 儀器與材料

1.1.1 儀器

實(shí)驗(yàn)儀器主要有電子天平(JD200-3G)、數(shù)顯恒溫水浴鍋、注蠟機(jī)(MYY6.3-2)、自制漿料攪拌機(jī)、箱式電阻爐(SX2-5-12)、真空懸浮熔煉爐(ZG-2XF)、X射線衍射儀(X-ray Diffraction，XRD)、掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)、能譜儀(Energy Disperse Spectroscopy，EDS)等。

1.1.2 材料

實(shí)驗(yàn)材料主要包括海綿鈦、工業(yè)純鋁、AlNb75中間合金、堿式碳酸鋯、冰乙酸、乙醇、鋯砂、石英粉、石英砂、蠟料等。AlNb75中間合金質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為75.41%Nb、0.09%Fe、0.10%Si、0.03%C、0.017%O，余量為Al。

1.1.3 Pandat軟件

Pandat軟件可以計(jì)算二元系、三元系及多元系的平衡相圖(等溫截面、垂直截面)、熱力學(xué)性質(zhì)和凝固計(jì)算，同時(shí)可以優(yōu)化相圖并得到相應(yīng)的熱力學(xué)模型參數(shù)[18]。操作界面簡潔易用，受到了廣大科研工作者的青睞。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

以汽車排氣閥作為鑄件模型，選用8Nb-TiAl合金(成分見表1)作為研究對(duì)象。因TiAl基合金在高溫熔融狀態(tài)下極為活潑，極易與其他材料發(fā)生反應(yīng)，且排氣閥較為精密，故采用熔模精密鑄造方法制備排氣閥鑄件。

表1 合金成分的原子百分?jǐn)?shù)表

1.2.1 型殼的制備

(1)制備鋯溶膠的具體步驟:使用電子天平稱取一定量的堿式碳酸鋯和冰乙酸，在燒杯中將兩者完全混合后放入水浴鍋中加熱攪拌2~3 min，加入乙醇繼續(xù)攪拌至溶液無色透明，將燒杯密封靜置于陰涼干燥處。再將鋯溶膠和鋯粉按比例混合攪拌，制成面層漿料。將清洗干凈的蠟?zāi)＝霛{料中一定時(shí)間后取出，緩慢轉(zhuǎn)動(dòng)以保證覆蓋在蠟?zāi)１砻娴耐苛虾穸染鶆?，隨后撒砂，并將其放入干燥箱中干燥24 h。重復(fù)以上操作，按照背層漿料粉液比逐層遞減，石英砂粒度逐層遞增的原則進(jìn)行背層涂掛，以保證型殼具有一定的退讓性和透氣性。為避免砂粒裸露在外造成脫落，最后一層封漿處理即涂掛漿料后不再撒砂，直接干燥處理。待型殼完全干燥后將其埋在加熱至高溫的沙子中脫蠟，可有效避免開裂問題，對(duì)模殼進(jìn)行焙燒以提高其強(qiáng)度。

1.2.2 8Nb-TiAl合金排氣閥的澆注成型

按表1所示成分配制合金，在配料時(shí)考慮Al元素的燒損率為3%~5%，其中Nb元素以AlNb75中間合金的形式添加。將按稱量好的合金原料放入ZG-2XF真空懸浮熔煉爐中進(jìn)行熔煉，反復(fù)多次重熔后得到8Nb-TiAl合金母材鑄錠。澆注前在200℃下對(duì)型殼進(jìn)行預(yù)熱，然后將型殼固定在離心旋轉(zhuǎn)平臺(tái)上，再將熔融的金屬熔體澆注入離心旋轉(zhuǎn)平臺(tái)上的型殼中并調(diào)節(jié)離心轉(zhuǎn)速至280 r/min以提高合金的充型能力和補(bǔ)縮能力，澆注完成后保持離心旋轉(zhuǎn)2 min，待冷卻至室溫后將型殼取出。用線切割將鑄件制成10 mm×10 mm×20 mm大小的試樣，在對(duì)試樣進(jìn)行打磨拋光之后，采用SEM以及EDS進(jìn)行顯微組織的觀察分析，并采用XRD對(duì)試樣進(jìn)行物相分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織觀察與分析

不同Al原子百分?jǐn)?shù)的4個(gè)合金試樣的XRD圖譜如圖1所示。雖然4種合金的Al原子百分?jǐn)?shù)不同，但相組成基本一致，主要由α2和γ兩相組成。由鈦鋁二元相圖[19](如圖2所示)可知，隨著Al的增加，TiAl合金中α2相逐漸減少而γ相則增加，故而隨著Al的增加，α2相衍射峰值降低，γ相峰值逐漸增加，即γ相的相對(duì)含量增加。在不同Al原子百分?jǐn)?shù)下，合金組織中均未出現(xiàn)βo相衍射峰，這是由于組織中的βo相含量較低未被檢出。

圖1 不同Al原子百分?jǐn)?shù)時(shí)8Nb-TiAl合金的XRD圖譜

圖2 Ti-Al二元相圖

由EDS分析結(jié)果(見表2)可知，位置1、3、5、7處Al偏高，Nb略低，結(jié)合不同Al原子百分?jǐn)?shù)(XAl)的4個(gè)合金試樣的背散射電子信號(hào)圖像(如圖3所示)，可以確定為γ偏析。而位置2、4、6、8處Ti元素和Nb元素富集，Al相對(duì)較低，其為β偏析。如圖3(a)所示，Ti-36.3Al-8Nb合金(1＃)試樣以樹枝狀α2和晶界處的γ相為主，晶界處存在少量白亮的βo相，這是由于初生β相在后續(xù)冷卻過程中未能完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，在α2相晶界處殘留，溫度繼續(xù)降低時(shí)，α2相中Al降低，從而析出γ相，α2相晶界處殘留的β相 發(fā) 生 有 序 轉(zhuǎn) 變 從 而 析 出βo相[20]。Ti-39.1Al-8Nb合金(2＃)與1＃合金相比，凝固組織主要為(α2＋γ)L片層且明顯細(xì)化，在片層界面上存在白色網(wǎng)狀的βo相以及暗色的γ相，如圖3(b)所示。這是由于2＃合金在凝固過程中發(fā)生了α?α2＋γ共析轉(zhuǎn)變從而生成(α2＋γ)L片層組織。Al繼續(xù)增加，合金仍以(α2＋γ)L片層結(jié)構(gòu)為主，當(dāng)Al量增加至46.0%時(shí)，出現(xiàn)近片層組織且出現(xiàn)塊狀γ，如圖3(c)、(d)所示。

圖3 不同Al原子百分?jǐn)?shù)時(shí)8Nb-TiAl合金的背散射圖

表2 EDS分析的合金不同位置原子百分?jǐn)?shù)表

2.2 計(jì)算結(jié)果及分析

使用Pandat軟件計(jì)算的8Nb-TiAl的垂直截面圖如圖4所示[20]，不同Al原子百分?jǐn)?shù)的4種合金均為β相凝固合金。從熱力學(xué)角度計(jì)算得到1＃合金的平衡相變過程為L?L＋β?β(βo)?βo＋α2?α2?α2＋γ?ω＋α2＋γ，凝固過程中首先發(fā)生L?β的勻晶轉(zhuǎn)變，β相作為初生相析出，隨后β相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，但在實(shí)際凝固過程中由于凝固速率較快，相變過程并不能完全進(jìn)行，會(huì)有殘余初生β相保留下來。隨著溫度降低，β相發(fā)生有序化形成βo相，稱為β-偏析。隨著溫度降低，α2相中Al的溶解度隨之降低，γ相沿α2相晶界析出。結(jié)合顯微組織分析和平衡相圖計(jì)算，1＃合金鑄件的非平衡相變凝固過程為L?L＋β?β(βo)?β＋α2?β(殘余)＋α2?α2＋γ＋β-偏析，其室溫組織以板條和細(xì)針狀存在。2＃合金具有與1＃合金相似的相變路徑，不同的是2＃合金并未經(jīng)過α2單相區(qū)，而是經(jīng)過了共析線發(fā)生了α?α2＋γ共析轉(zhuǎn)變，故而室溫組織為(α2＋γ)L＋β-偏析＋γ-偏析。

圖4 8Nb-TiAl垂直截面圖及局部放大圖

如圖4所示，3＃合金的平衡相變路徑為L?L＋β?β(βo)?βo＋α?α?α＋γ?βo＋α＋γ?βo＋γ＋α2?α2＋γ?ω＋α2＋γ。在凝固過程中初生β相首先從液相中形成，隨后發(fā)生β?α的固態(tài)相變，α相在β相中形核，其生長伴隨著Al、Nb的擴(kuò)散，Al向α相中擴(kuò)散，而Nb向殘余β相中擴(kuò)散，最終導(dǎo)致殘余β相中富Nb貧Al，從而使β相的穩(wěn)定性增加。在后續(xù)冷卻過程中，α相經(jīng)過α?α＋γ?γ＋α2固態(tài)相變后形成片層結(jié)構(gòu)，且由于溫度區(qū)間窄及凝固速率快，隨單析反應(yīng)α?α＋γ的發(fā)生，只在α晶界處產(chǎn)生了少量的γ相，而β相發(fā)生有序化形成βo相。溫度繼續(xù)降低，α2相中Al和γ相中Ti的溶解度隨溫度降低而下降，γ相和α2相分別沿其晶界析出，但單析反應(yīng)在冷卻速度較快的情況下并不能完全進(jìn)行，故而會(huì)產(chǎn)生γ偏析。結(jié)合顯微組織分析和平衡相圖計(jì)算，3＃合金鑄件的非平衡相變凝固過程為L?L＋β?β(βo)?β＋α?α＋β(殘余)?α＋βo＋γ?(α2＋γ)L＋β(殘余)＋γ?(α2＋γ)L＋β-偏析＋γ-偏析。與3＃合金相比，4＃合金經(jīng)過更大溫度區(qū)間的α＋γ兩相區(qū)，因而在凝固過程中生成了塊狀γ相，如圖3(d)所示，故而其凝固路徑為L?L＋β?β(βo)?β＋α?α＋β(殘余)?α＋βo＋γ?(α2＋γ)L＋β(殘余)＋γ?(α2＋γ)L＋β-偏析＋塊狀γ＋γ-偏析。

3 結(jié)論

通過上述研究，可以得到以下結(jié)論:

(1)4種合金的Al原子百分?jǐn)?shù)不同，但其相組成基本一致，主要由α2和γ兩相組成。Ti-36.3Al-8Nb合金(1＃)中的組織以板條和針狀存在，隨著Al的增加，出現(xiàn)明顯的α2＋γ片層組織，當(dāng)Al增加至46.0%(原子百分?jǐn)?shù))時(shí)出現(xiàn)近片層組織。且隨著Al的增加，βo相的分布形態(tài)由枝晶邊緣富集轉(zhuǎn)變?yōu)橹?nèi)的網(wǎng)絡(luò)狀分布。

(2)Ti-36.3Al-8Nb合金(1＃)實(shí)際凝固路徑為L?L＋β?β(βo)?β＋α2?α2＋β(殘余)?α2＋γ＋β-偏析。Ti-39.1Al-8Nb合金(2＃)具有與之相似的凝固路徑，不同的是其經(jīng)過共析線，發(fā)生α?α2＋γ共析轉(zhuǎn)變。隨著Al的增加，合金經(jīng)過α單相區(qū)，故Ti-41.9Al-8Nb(3＃)合金的凝固路徑為L?L＋β?β(βo)?βO＋α?α＋β(殘余)?α＋β(殘余)＋γ?(α2＋γ)L＋β(殘余)＋γ?(α2＋γ)L＋β-偏析＋γ-偏析。而Ti-46Al-8Nb(4＃)合金的凝固路徑為L?L＋β?β(βo)?β＋α?α＋β(殘余)?α＋βo＋γ?(α2＋γ)L＋β(殘余)＋γ?(α2＋γ)L＋β-偏析＋塊狀γ＋γ-偏析。