楊慧敏， 蘇彥慶， 駱良順， 宋美慧

（1.黑龍江工程學院材料與化學工程系,黑龍江哈爾濱150050;2.哈爾濱工業(yè)大學材料科學與工程學院,黑龍江哈爾濱150010;3.黑龍江省科學院高技術研究院新材料研究所,黑龍江哈爾濱150090）

TiAl基合金以其高的比強度、比模量和較好的高溫性能已成為一種應用于發(fā)動機葉片的高溫結構材料。然而，TiAl基合金還存在著許多亟待解決的問題，如室溫塑性、斷裂韌性以及800℃以上的高溫抗氧化性能等[1,2]。近年來，為了進一步提高TiAl基合金的使用性能，許多學者將研究的重點集中在含Nb的TiAl基合金方面，這是主要是由于在TiAl基合金中加入一定量的Nb元素能夠顯著地提高TiAl基合金的高溫強度、抗蠕變性能和抗氧化性能等[3-6]。此外，Nb元素是β相穩(wěn)定元素，該元素的加入可以擴大β相相區(qū)，獲得全β凝固的高鋁含量的TiAl-Nb合金，明顯地改善TiAl基合金室溫塑性[7]。那么，在什么成分范圍內(nèi)可以獲得全β凝固的TiAl-Nb三元合金就成為尤為關鍵的問題。正基于此點，本文在研究TiAl-5Nb合金鑄態(tài)組織的同時確定TiAl-5Nb合金全β凝固的成分范圍。本研究為TiAl-5Nb合金應用于發(fā)動機葉片奠定一定的實驗和理論基礎。

1 實驗部分

1.1 材料和方法

實驗所用TiAl基合金的名義成分 (原子分數(shù)，下同）為Ti-(44-54）Al-5Nb。熔配合金所用原材料為零級海綿鈦、純度為99.99%的鋁條和純度為99%的鈮絲。采用非自耗電弧熔煉爐進行熔煉，合金錠約為25g。熔化前熔化室抽真空至10-3Pa，反充高純氬氣。每次熔化時間為約200s。為了確保TiAl基合金紐扣錠的成分均勻，每個合金錠翻轉重熔3次。每個試樣的熔煉和冷卻條件都是相同的。

用電火花線切割將紐扣錠沿其縱向從中間剖開，經(jīng)砂布、水磨砂紙磨至2000號后拋光。用HF∶HNO3∶H2O為1∶1∶8的腐蝕液進行腐蝕處理后，用Olympus-GX71金相顯微鏡進行宏觀組織的觀察。采用D/max-rB型衍射儀對定向凝固試樣進行X射線衍射試驗，具體參數(shù)為：CuKa(0.15418），石墨單色器濾波，管電壓為45kV,管電流為40mA，掃描速度為：5deg/min，掃描范圍為：20～100deg，步長為 0.02deg。

用非自耗電弧熔煉設備所得到的試樣的宏觀組織為典型的柱狀晶組織。這主要是由于試樣底部與水冷銅坩堝相接觸，而上面是能量密度非常高的電弧，這勢必在試樣的垂直方向上形成自上而下的強單向熱流，且熱流的密度較大，因此，形成了具有定向凝固特征的柱狀晶組織。理論計算得出，以此方法熔煉所得到的溫度梯度在 5×104K/m～5×105K/m之間，凝固速率則在5×10-4m/s～2×10-3m/s范圍內(nèi)變化。

2 結果與討論

圖1為TiAl-5Nb合金的宏觀組織。從該圖可以看出，隨著Al含量的增加其宏觀組織逐漸從發(fā)達的柱狀晶組織向片層組織轉變的過程。

含量在(44～49）at.%Al范圍內(nèi)時，除了 48at.%Al的宏觀組織為等軸晶組織，其他成分的宏觀組織均能看見柱狀晶組織，其鈕扣錠的表面可見清晰的柱狀晶組織；當成分為50at.%Al時，如圖1(g），該成分的宏觀組織仍然可以看見柱狀晶組織，但是其鈕扣錠表面則看不見明顯的柱狀晶組織；但是當成分達到51at.%Al時，其宏觀組織則具有發(fā)達枝晶結構的板條狀組織如圖1(h），并且其鈕扣錠的表面清晰可見發(fā)達的枝晶組織；而成分達到54at.%Al時，其宏觀組織為具有片層組織如圖1(k），其鈕扣錠表面也可以看見片狀組織。

圖1 利用非自耗電弧熔煉爐得到的TiAl-5Nb合金的宏觀組織Fig.1 Longitudinal section macrostructure of the solidified TiAlbased alloy in the non-consumable electric arc melting furnace

從TiAl-5Nb合金的宏觀組織可以看出，其鈕扣錠底部極冷區(qū)相對較窄，大約為1～1.5mm寬，其頂部區(qū)域的寬度為1.5～2mm；中間為發(fā)達的柱狀晶，柱狀晶區(qū)的寬度大約為10.5～12.5mm，其柱狀晶寬度為1.5～2mm。對于某些成分的TiAl-5Nb合金而言，其鈕扣錠底部急冷區(qū)可能很窄，其寬度低于1mm，如圖1(c）。

圖2中白色區(qū)域為γ偏析區(qū),隨著Al含量的升高,γ偏析區(qū)的體積分數(shù)逐漸增加。隨著Al含量的升高，枝晶干與枝晶間Al含量的差別逐漸增大，即枝晶偏析程度逐漸增強。Ti-54Al和Ti-51Al合金的枝晶間區(qū)域Al含量明顯高于枝晶干。從TiAl-5Nb系合金的顯微組織可以看出，Ti-(45-48）Al-5Nb(at.%）合金的凝固都是以β相凝固，以金屬學的觀點，β相為體心立方，同一等軸晶粒的枝晶間相互垂直，從圖2(b）可以看出枝晶間相互垂直的β相凝固；而α相為密排六方，在其等軸晶粒中，擇優(yōu)取向的一次枝晶干與二次枝晶干間的夾角為60℃，從圖2(c）明顯可以看出其枝晶的形態(tài)。在TiAl-5Nb 系合金中，鋁含量(at.%）在(49～53）之間的TiAl-5Nb系合金均為α相凝固。根據(jù)最高界面生長溫度判據(jù)，在多相合金凝固過程中，界面生長溫度越高的相，在近平衡凝固過程中作為穩(wěn)定相將優(yōu)先形核，成為領先相，進入穩(wěn)定生長階段時，其他相的生長被抑制。所以，在Ti-Al二元系中(48～49.4）at.%Al和 Ti-Al-Nb 系(45～50）at.%Al范圍內(nèi)，平衡凝固是其初生相為β相。

圖2 利用非自耗電弧熔煉爐得到的TiAl-5Nb合金的顯微組織Fig.2 Longitudinal section microstructure of the solidified TiAl-based alloy in the non-consumable electricarc melting furnace

通過對TiAl-5Nb系合金的非平衡凝固組織的研究可以得出：TiAl-5Nb系合金的凝固組織隨著Al含量的增加，其凝固組織由β相凝固到α相凝固，該凝固分界點為49at.%Al。從該實驗并沒有典型的塊狀的γ相凝固組織，但成分為Ti-54Al-5Nb合金的凝固后的鈕扣錠表面可以明顯看到塊狀組織，但其顯微組織卻為發(fā)達的枝晶，如圖2(d)所示。從圖3可以看出成分分別在 (44～49)at.%Al和(50～54)at.%Al范圍內(nèi)，隨著Al含量的增加，γ相逐漸增加而α2相相對減少。

圖3 TiAl-5Nb合金的XRD曲線Fig.3 XRD curves of TiAl-5Nb alloys(a)Ti-45Al-5Nb(b)Ti-47Al-5Nb(c)Ti-50Al-5Nb(d)Ti-54Al-5Nb

通過以上對TiAl-5Nb系合金顯微組織的研究，下面就其兩種特殊的組織加以分析。

對于Ti-45Al-5Nb合金的顯微組織(如圖2(a))，該顯微組織為粗大的片層組織，并且大多是片層取向與生長方向呈45°，只有少數(shù)晶粒的片層取向與生長方向平行。這說明該合金成分在凝固過程中起初生相是β相。從其宏觀組織可以看出并沒有形成發(fā)達的柱狀晶組織，這主要是由于β相晶粒較細小，數(shù)量多，而且其生長雜亂無章，與生長方向一致的并不都是其擇優(yōu)取向。因此在隨后的凝固過程中，擇優(yōu)取向與生長方向一致的晶粒將獲得進一步長大，擇優(yōu)取向與定向生長方向偏離較大的晶粒，則不容易調(diào)整其擇優(yōu)取向至與定向生長方向一致，在生長過程中逐漸被淘汰。又由于該凝固過程的冷卻速度很快，并不能使其具有擇優(yōu)取向與生長方向一致的晶粒得以繼續(xù)生長成發(fā)達的柱狀晶，該階段相當于定向凝固初始區(qū)(也稱引晶區(qū))。

對于Ti-54Al-5Nb合金的顯微組織，如圖2(d)所示，從圖中可以看出其顯微組織有兩種不同的形態(tài)：一種是極其發(fā)達的枝晶，其枝晶貫穿了整個試樣；另一種是胞狀晶。其顯微組織具有兩種形態(tài)主要是不同的冷速對其組織產(chǎn)生強烈的影響，對這冷速的增加，過冷度的增大，其界面形態(tài)依次經(jīng)歷了：平界面、胞狀晶、樹枝晶再到胞狀晶、平界面。當然其成分對凝固組織的形成也產(chǎn)生一定的影響。由于冷速很大使其相圖也偏移，使得Ti-54Al-5Nb合金的凝固組為β相凝固。該枝晶具有六重對稱性，即具有初生相為β相的直徑特征，但是從其鈕扣錠的表面照片可以看出卻是具有γ相凝固的塊狀組織，如圖2(d)所示，此原因有待于進一步的研究。同一成分的試樣產(chǎn)生兩種顯微組織的原因可能是由于其不同部位的冷卻速度、過冷度不同所造成，即試樣的右側邊緣和中間具有不同的顯微組織，邊緣的冷卻速度向?qū)τ谥虚g部位來說很大，所以發(fā)生了胞晶生長。

3 結 論

（1）從合金的宏觀組織可以看出，對于Al含量在(44～54)at.%范圍內(nèi)的TiAl-5Nb系合金而言，隨著Al含量的增加，其凝固組織為典型的柱狀晶組織。

（2）對于TiAl-5Nb系合金的微觀組織而言，成分在(44～49)at.%Al含量范圍內(nèi)時，合金中的α2相的含量隨Al含量的增加而減少，而γ相的含量則相對增加；而(50～54)at.%Al含量范圍內(nèi)，合金中相的含量與成分為 (44～49)at.%Al的TiAl-5Nb合金的情況相同。

（3）TiAl-5Nb系合金的凝固組織隨著Al含量的增加，其凝固組織由β相凝固到α相凝固，該凝固分界點為49at.%Al。

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