高鈮ial合金的制備及組織分析

高鈮ial合金的制備及組織分析

tial固合金密度低，高溫強(qiáng)度好，抗逆性好，抗疲勞防滑性能好，航空、航空航天、汽車(chē)等領(lǐng)域應(yīng)用前景較大。目前普通TiAl基合金實(shí)際應(yīng)用的最大障礙是合金室溫塑性低、加工成形性差以及在850℃以上的抗氧化性不足。針對(duì)以上問(wèn)題,研究開(kāi)發(fā)使用溫度更高的高溫TiAl合金,并不斷改進(jìn)和開(kāi)發(fā)材料行之有效的加工成形技術(shù)是今后工作的一個(gè)重要內(nèi)容。研究表明,Nb元素是提高合金高溫性能最有效的合金元素之一,高熔點(diǎn)組元Nb的加入可提高TiAl合金的熔點(diǎn)和有序化溫度,從而可提高合金的使用溫度、高溫強(qiáng)度及抗氧化性能[3~5]。因而高鈮TiAl合金的研究近年來(lái)引起了人們廣泛關(guān)注,成為T(mén)iAl金屬間化合物領(lǐng)域的研究主流之一。目前,對(duì)于高鈮TiAl合金的研究多集中在抗氧化性能、Nb的強(qiáng)化機(jī)制、熱處理工藝、合金組織與性能的關(guān)系等方面,專(zhuān)門(mén)針對(duì)制備工藝的研究并不多見(jiàn)。有關(guān)報(bào)道大多采用鑄錠冶金工藝,但由于Nb的加入使合金熔點(diǎn)、高溫強(qiáng)度大幅度提高,進(jìn)一步增加了合金的制備難度,在制件中也容易出現(xiàn)鑄造缺陷、成分偏析和晶粒大小不均勻現(xiàn)象,同時(shí)也難以實(shí)現(xiàn)小型復(fù)雜零部件的制備,而采用粉末冶金方法,則可使上述問(wèn)題得到根本性的改善。本研究采用一種先進(jìn)的粉末冶金材料制備成形技術(shù)——放電等離子燒結(jié)(sparkplasmasintering,SPS)工藝來(lái)制備高鈮TiAl合金。研究了SPS技術(shù)制備高鈮TiAl合金的工藝及其對(duì)燒結(jié)體組織與性能的影響。1拉伸試驗(yàn)及分析實(shí)驗(yàn)所用原料為采用無(wú)坩堝感應(yīng)加熱、連續(xù)Ar氣霧化工藝制備的Ti-45Al-8.5Nb-0.2B-0.2W-0.1Y合金粉末(粒度<100μm)。實(shí)驗(yàn)在日本DR.SINTERING-1050放電等離子燒結(jié)爐上進(jìn)行。放電等離子燒結(jié)工藝為:以100℃/min的速度升溫至所需燒結(jié)溫度,然后在該溫度下保溫5min后隨爐冷卻。燒結(jié)溫度在950~1300℃之間,外加軸向壓力為50MPa,系統(tǒng)真空度為2Pa。用電火花線(xiàn)切割機(jī)將SPS制備的合金坯塊切成拉伸試樣,其尺寸及形狀見(jiàn)圖1。拉伸試驗(yàn)在室溫下INSTRON萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,變形速率為2×10-3s-1。樣品體積密度ρ利用排水法測(cè)得;用臺(tái)式HDI-1875型硬度計(jì)來(lái)測(cè)定樣品的洛氏顯微硬度HRC;采用日本理學(xué)(Rigaku)公司Dmax-RB型12kW旋轉(zhuǎn)陽(yáng)極X射線(xiàn)衍射儀(CuKα,λ=0.15406nm)進(jìn)行物相分析;采用LEO-1450型配有KEVEXSigma能譜微分析系統(tǒng)的掃描電子顯微鏡研究試樣的微觀(guān)組織,并通過(guò)定量金相分析測(cè)得試樣的晶粒尺度。2結(jié)果與討論2.1燒結(jié)體部分國(guó)質(zhì)構(gòu)造圖2為SPS燒結(jié)溫度對(duì)制備高鈮TiAl合金密度與硬度的影響。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn),當(dāng)燒結(jié)溫度為1300℃時(shí),燒結(jié)體開(kāi)始出現(xiàn)部分熔化跡象。當(dāng)燒結(jié)溫度為950℃時(shí),燒結(jié)體密度較低,僅為3.975g/cm3,相應(yīng)硬度也較低。當(dāng)溫度超過(guò)1100℃后,燒結(jié)體密度與硬度顯著增大,其密度達(dá)到4.23g/cm3以上,接近材料理論密度,硬度也相應(yīng)得到提高,而燒結(jié)溫度進(jìn)一步提高,密度與硬度的變化不大。2.2合金粉末的物相組成圖3為原料預(yù)合金粉末以及不同燒結(jié)溫度下高鈮TiAl合金的X射線(xiàn)衍射譜。由圖3可知,原料預(yù)合金粉末主要由α2相及少量γ相組成,而各溫度下所獲得燒結(jié)體的物相組成相近,均是主要由γ相及少量α2相組成。合金粉末在制備過(guò)程中由于粒度較細(xì),冷卻速度快,來(lái)不及析出大量γ相,而主要由α2相及少量γ相組成,其中α2相中Al含量超過(guò)平衡濃度,處于過(guò)飽和狀態(tài)。經(jīng)燒結(jié)后,則最終形成以γ-TiAl為穩(wěn)定物相,α2-Ti3Al為中間相的物相結(jié)構(gòu)。2.3燒結(jié)溫度對(duì)晶粒度的影響各溫度下燒結(jié)體的顯微組織如圖4所示。當(dāng)合金粉末在950℃下燒結(jié)時(shí)(圖4a),粉末顆粒擴(kuò)散不完全,存在原始顆粒邊界,并在顆粒間存在大量孔隙,材料沒(méi)有達(dá)到完全致密化;當(dāng)燒結(jié)溫度超過(guò)1000℃時(shí)(如圖4b~4h)燒結(jié)體致密、無(wú)孔洞。當(dāng)燒結(jié)溫度為1000、1050℃(圖4b、4c)時(shí),燒結(jié)體的顯微組織為細(xì)小的近γ組織(NG),大部分由等軸γ晶粒與少量等軸α2相構(gòu)成。當(dāng)燒結(jié)溫度為1100℃時(shí)(圖4d),燒結(jié)體的顯微組織為細(xì)小的雙態(tài)組織(DP),主要由等軸γ晶粒與α2+γ片層束構(gòu)成。當(dāng)燒結(jié)溫度為1150℃時(shí)(圖4e),α2+γ片層束的體積含量增加,尺寸增大,在片層束交界處有少量細(xì)小等軸γ晶粒,其顯微組織為近片層組織(NL)。當(dāng)燒結(jié)溫度達(dá)到1200℃以上時(shí)(圖4f~4h),燒結(jié)體的顯微組織為全片層組織(FL),完全由α2+γ片層束構(gòu)成。其中1200℃燒結(jié)所形成全片層組織最為細(xì)小,平均尺寸為25μm,隨著燒結(jié)溫度升高,片層晶團(tuán)愈加粗大。此外,由圖4看出,在1000~1300℃范圍內(nèi)所獲得燒結(jié)體的顯微組織中均存在彌散分布的白色點(diǎn)狀及針狀白色相,另經(jīng)1250、1300℃燒結(jié)后的顯微組織中還存在明顯的白色網(wǎng)狀偏析相。其中1250℃燒結(jié)體中網(wǎng)狀白色相多存在于片層團(tuán)的交界處(圖4g);而1300℃燒結(jié)體中網(wǎng)格狀白色相不僅存在于片層團(tuán)交界處,還存在于片層晶團(tuán)內(nèi)(圖4h)。對(duì)圖4g中的白色相進(jìn)行了能譜分析,結(jié)果如表1所示。從能譜分析結(jié)果看,合金中存在的帶狀的白色相為β相(A點(diǎn)),點(diǎn)狀或針狀白色相為硼化物(B點(diǎn)),少量較亮的點(diǎn)狀白色相為氧化釔(C點(diǎn))。對(duì)比不同燒結(jié)溫度下的顯微組織發(fā)現(xiàn),高鈮TiAl合金因燒結(jié)溫度的不同而形成的各類(lèi)組織的晶粒度差別較小,遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于普通TiAl合金。如TiAl-V-Cr合金經(jīng)SPS1100~1250℃燒結(jié),其顯微組織晶粒度在2~400μm,而高鈮TiAl合金在此溫度范圍內(nèi)獲得的組織晶粒度則僅在2~50μm之間,這與文獻(xiàn)中研究結(jié)果相一致。主要是由于高鈮的合金化降低了合金的擴(kuò)散系數(shù),這樣大大降低了α晶粒長(zhǎng)大速度,使組織中的片層團(tuán)尺寸易于控制在較低的范圍內(nèi)。因此,鈮的加入更有利于形成晶粒更加細(xì)小的FL組織。根據(jù)8at%Nb合金化的Ti-(44at%~49at%)Al準(zhǔn)二元相圖(圖5),當(dāng)燒結(jié)溫度為1000~1050℃時(shí),合金處于(α2+γ)兩相區(qū)或共析溫度附近,冷卻后得到大部分由等軸γ晶粒及少量細(xì)小α2相顆粒組成的NG組織。當(dāng)燒結(jié)溫度為1100℃時(shí),合金達(dá)到α+γ兩相區(qū),α、γ相體積分?jǐn)?shù)大致相等。在高溫時(shí),顯微組織為等軸的α和γ兩相,此時(shí)α相為高溫?zé)o序相,冷卻過(guò)程中首先析出γ板條,隨后α層片有序轉(zhuǎn)化為α2,即形成α2+γ片層束,最后得到等軸γ晶粒與α2+γ片層束構(gòu)成的DP組織。當(dāng)燒結(jié)溫度為1150℃時(shí),合金處在剛低于Tα溫度不遠(yuǎn)的α+γ兩相區(qū)內(nèi),α相的體積含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過(guò)γ相含量,經(jīng)冷卻后得到α2+γ片層束和少量分布于片層晶團(tuán)間的等軸γ晶粒組成的NL組織。當(dāng)燒結(jié)溫度為1200℃時(shí),合金達(dá)到Ti-Al二元相圖的α單相區(qū),由于燒結(jié)溫度較高,而且沒(méi)有γ相的釘扎作用,α相快速長(zhǎng)大,最終得到完全由α2+γ片層束構(gòu)成的FL組織。當(dāng)燒結(jié)溫度為1250℃時(shí),合金處于剛高于Tβ+α溫度不遠(yuǎn)的β+α兩相區(qū),所以高溫下顯微組織為大量的α相以及少量的β相,冷卻過(guò)程中,α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?+γ片層束,少量β相則保留下來(lái)以網(wǎng)狀的形式分布于片層晶團(tuán)的晶界處。當(dāng)燒結(jié)溫度為1300℃時(shí),合金處于β+α兩相區(qū)。高溫下,顯微組織為相近體積含量的α相及β相。在冷卻過(guò)程中,β中析出α相,α相長(zhǎng)大即同原α相一起轉(zhuǎn)變?yōu)棣?+γ片層束,最后形成粗大全片層組織,β(B2)相則分布于片層團(tuán)內(nèi)部及晶界處。2.4燒結(jié)溫度對(duì)大絲束增強(qiáng)和塑性的影響表2列出了采用SPS工藝在不同燒結(jié)溫度下所獲得高鈮TiAl合金的室溫拉伸性能。實(shí)驗(yàn)表明,SPS制備的TiAl基合金均有良好的室溫拉伸性能,與鑄態(tài)合金相當(dāng)。隨燒結(jié)溫度的提高,所得燒結(jié)體組織類(lèi)型依次為NG、DP、NL、FL。強(qiáng)度呈以下規(guī)律:NG最大、DP其次、FL再次、NL的強(qiáng)度最小。合金的塑性由大到小排列依次為:DP(1100℃)塑性最佳、NG(1000℃)其次、FL(1200℃)再次、NL(1150℃)最差。對(duì)于在1000、1050℃燒結(jié)所獲得NG組織,大部分由細(xì)小的γ等軸晶粒組成,并含有少量的細(xì)小α2相在γ晶界。因其組織最為細(xì)小,其強(qiáng)度和塑性本應(yīng)最高,但是由于在組織中α2相含量相對(duì)較少,對(duì)γ相中間隙原子凈化作用較差,固溶原子對(duì)合金起到固溶強(qiáng)化以及沉淀強(qiáng)化作用的同時(shí),其釘扎作用也使γ相的普通位錯(cuò)不易開(kāi)動(dòng),因而使其塑性較DP組織有所降低。在此溫度范圍內(nèi),提高燒結(jié)溫度,雖然使α2相的體積含量稍有所增加,但也會(huì)使晶粒長(zhǎng)大,而且后者對(duì)合金力學(xué)性能影響更為顯著,因此在1050℃燒結(jié)所獲得的NG組織合金較1000℃的強(qiáng)度和塑性均有所降低。當(dāng)燒結(jié)溫度提高至1100℃時(shí),合金為DP組織,較1050℃燒結(jié)所獲得的NG組織,合金強(qiáng)度降低而塑性提高。一方面由于溫度升高而引起晶粒長(zhǎng)大,另一方面片層晶團(tuán)體積大幅度增加,而且對(duì)材料的塑性影響更為顯著。而在1200℃燒結(jié)獲得的FL組織較NL組織強(qiáng)度和塑性更高,也是由于晶粒尺寸變化不大,而片層晶團(tuán)體積含量增加。另外,由于TiAl基合金為脆性材料,其斷裂受控于形核過(guò)程,在NL組織的片層晶團(tuán)界面上存在大量等軸γ晶粒,γ相的強(qiáng)度較弱,再加上界面上的應(yīng)力集中,使裂紋易產(chǎn)生于γ晶粒,從而也導(dǎo)致NL組織的強(qiáng)度更低。當(dāng)燒結(jié)溫度達(dá)到1250~1300℃,合金強(qiáng)度與塑性同時(shí)降低。其原因除了溫度升高而導(dǎo)致晶粒長(zhǎng)大以外,還由于組織中開(kāi)始出現(xiàn)β相,而β相在室溫下是脆相,會(huì)同時(shí)損害強(qiáng)度與塑性。因而隨燒結(jié)溫度升高,組織中β相的含量越高,合金的強(qiáng)度和塑性越低。3燒結(jié)時(shí)間對(duì)材料顯微組織的影響1)采用SPS方法制備高鈮TiAl合金,其致密化的最低燒