蘇勇君，孔凡濤，張德良，陳玉勇

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150001;2.懷卡托大學(xué)科學(xué)與工程學(xué)院，新西蘭哈密爾頓 3105)

TiAl金屬間化合物由于其優(yōu)異的綜合性能，如高熔點(diǎn)、低密度、高彈性模量、良好的阻燃能力以及優(yōu)異的抗氧化性能和抗蠕變性能等，被視為具有應(yīng)用潛力的新一代高溫輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，其主要應(yīng)用在航空航天及汽車等領(lǐng)域，如發(fā)動機(jī)用高壓壓縮機(jī)葉片、高壓渦輪機(jī)葉片、航空發(fā)動機(jī)葉片、排氣閥等［1-3］.粉末冶金法，特別是元素粉末冶金法，由于其獨(dú)特的優(yōu)點(diǎn)成為一種制備TiAl合金的優(yōu)良方法.粉末冶金法的優(yōu)點(diǎn)是:無疏松、縮孔等鑄造缺陷;成分均勻，顯微組織細(xì)小，因而具有良好的力學(xué)性能;易于添加合金元素和制備復(fù)合材料以及易于實(shí)現(xiàn)復(fù)雜零件的近終成形［4］.目前，粉末冶金法的研究主要集中在機(jī)械合金化以及各種不同的燒結(jié)方法，如熱壓和熱等靜壓以及等離子燒結(jié)等.機(jī)械合金化工藝簡單，容易均勻和細(xì)化，并且容易得到納米晶及非晶組織，但是在球磨過程中不可避免會出現(xiàn)雜質(zhì)元素的污染及氧含量高等問題;傳統(tǒng)的燒結(jié)方法容易得到高致密材料，但是其缺點(diǎn)是加熱保溫時間長或者設(shè)備昂貴，從而限制了其工業(yè)化的應(yīng)用.近幾年來，TiAl元素粉末的熱變形加工技術(shù)(如鍛造、擠壓和軋制等)引起了研究者們的注意，如T.K.Lee等［5］把混合粉末冷壓成預(yù)制塊后，把預(yù)制塊放在不銹鋼包套里抽真空再進(jìn)行熱軋或者熱鍛.本研究試圖采用快速加熱和無包套鍛造方法制備TiAl合金，研究無包套鍛造對該合金組織和性能的影響.

1 實(shí)驗(yàn)

本研究選用合金的名義成分為Ti-43Al-5V-4Nb(at%)，其初始材料Ti粉末和Al粉采用元素粉末，而其他粉末采用中間合金，如Al-V合金和Al-Nb合金，各種粉末的尺寸及純度見表1.在球磨機(jī)進(jìn)行混粉.球磨罐材質(zhì)為GGr15軸承鋼，采用O形橡膠密封圈.球料比3∶1，轉(zhuǎn)速為100 r/mim，混粉時間為8 h.把混合均勻的粉末放在模具里，在75 MPa的壓力機(jī)下制備成直徑為35 mm高為34 mm的預(yù)制塊.然后把預(yù)制塊進(jìn)行加熱，當(dāng)溫度達(dá)到1 300℃時進(jìn)行鍛造，其變形量達(dá)到70%，鍛造后的相對密度為93%.鍛造后的照片如圖1所示.

表1 原料粉末的選取

圖1 Ti-43Al-5V-4Nb合金鍛造后鍛餅外觀

TiAl合金的純度對改善合金的塑性有較明顯的作用，特別是其氧和氮含量對其有非常重要的影響.在整個制備過程中，為了控制其氧和氮的含量，整個過程都是在高純氬氣中進(jìn)行的，經(jīng)測定，鍛造后鍛坯的氧和氮含量分別為0.17%和0.018%.

分別采用X射線衍射分析(XRD)和掃描電子顯微鏡分析(SEM)等對Ti-43Al-5V-4Nb進(jìn)行相分析和顯微組織觀察.合金的拉伸性能測試在Instron4507萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，應(yīng)變速率為6.67X10-4s-1.

2 結(jié)果及討論

2.1 燒結(jié)后顯微組織和相分析

由前期的研究得知［6］，Ti粉和 Al粉在燒結(jié)過程中，當(dāng)溫度到達(dá)Al的熔點(diǎn)時，Ti和Al發(fā)生激烈的反應(yīng)，放出大量的熱，混合粉末依靠自身的熱量，在短時間內(nèi)，溫度達(dá)到1 158℃，然后加熱使溫度達(dá)到1 300℃，經(jīng)掃描電鏡分析，發(fā)現(xiàn)燒結(jié)后的預(yù)制塊存在大量的孔隙.

為了研究Ti-43Al-5V-4Nb孔隙形成的機(jī)理，分別對Ti-43Al-5V-4Nb預(yù)制塊快速加熱到640℃和超過Al的熔點(diǎn)后，靠自身的反應(yīng)繼續(xù)升溫并繼續(xù)加熱，直到溫度升高到1 300℃.

圖2是兩種不同溫度下的XRD圖譜.可以看出，在Al熔點(diǎn)以下，只有Ti和Al發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)，生成TiAl3相.由于固相下Al擴(kuò)散速度明顯高于Ti，因此擴(kuò)散反應(yīng)初期的反應(yīng)生成相為單一的TiAl3相，即 Ti+Al→Ti+TiAl3+Al.由于 TiAl3相的形成，造成Ti顆粒的中心位置發(fā)生偏移［7］，造成了體積膨脹，從而形成孔隙;當(dāng)溫度升高到Al的熔點(diǎn)時，Ti和Al元素之間的反應(yīng)變的復(fù)雜.液態(tài)Al和Ti繼續(xù)反應(yīng)，此時反應(yīng)機(jī)制主要為溶解-析晶.此時該反應(yīng)速度很快，并且放出大量的熱量.進(jìn)一步促進(jìn)了反應(yīng)的進(jìn)行.當(dāng)反應(yīng)進(jìn)行到Al完全消耗掉時，相組成則為Ti+TiAl3+Al→Ti+TiAl3.

隨著反應(yīng)的的進(jìn)行，形成了新相TiAl2，TiAl2相含量少且存在的時間短，Ti與TiAl2反應(yīng)再生成TiAl，TiAl與Ti反應(yīng)又生成了Ti3Al.此時反應(yīng)為:Ti+Ti3Al→Ti3Al+TiAl+TiAl2和 Ti3Al+TiAl2+TiAl→TiAl.由于反應(yīng)時間短，速度快，所以燒結(jié)結(jié)束時還有少量的Ti和TiAl3存在.此外，我們還可以看到生成物中還含有B2相.

圖3是Ti-43Al-5V-4Nb預(yù)制塊加熱到640°C時的BSE組織.其能譜分析如表2所示:球形狀的是霧化Ti顆粒;灰白色(C處)的是Al-Nb中間合金;灰褐色(B處)是Al-V中間合金;黑色(D處)是Al粉末;白色(F處)是Nb;包覆在Ti顆粒表面的是TiAl3相.TiAl3相使得Ti顆粒發(fā)生體積膨脹，而在鋁顆粒原位留下空位以及TiAl3相中會產(chǎn)生很多細(xì)小的空位［8］.

圖2 Ti-43Al-5V-4Nb預(yù)制塊升溫后的XRD圖譜

圖3 Ti-43Al-5V-4Nb預(yù)制塊快速加熱到640℃時的BSE組織

表2 圖3中各位置的化學(xué)成分 (at%)

圖4是Ti-43Al-5V-4Nb預(yù)制塊加熱到1300°C時的BSE組織.經(jīng)能譜分析(見表3所示)亮灰色C處中富含V、Nb等β相穩(wěn)定元素，而黑色B處的大致成分為50.07Ti、46.10Al、2.60V、1.23Nb(at%)，結(jié)合XRD分析結(jié)果，認(rèn)為亮灰色C處為β(B2)相，黑色B處為γ相.A處是未反應(yīng)完全的Ti，而D和E處分別大量沒有反應(yīng)完全的Nb和V.

圖4 快速燒結(jié)到1 300℃時Ti-43Al-5V-4Nb的組織

表3 圖4中各位置的化學(xué)成分 (at%)

2.2 鍛造后的顯微組織

圖5是鍛造后的XRD圖.從圖中可以看出，鍛造后，和預(yù)制塊加熱到1 300℃一樣仍然包含TiAl、Ti3Al、B2、Ti和 TiAl3相，但 TiAl3相明顯減少.

圖6是鍛造后的顯微組織.由表4能譜分析得知，圖中白色的主要是沒有擴(kuò)散完全的Nb.

圖5 Ti-43Al-5V-4Nb鍛造后的XRD圖

圖6 鍛態(tài)Ti-43Al-5V-4Nb合金的SEM組織

表4 圖6中各位置的化學(xué)成分 (at%)

2.3 鍛坯熱處理的顯微組織

元素粉末冶金Ti-43Al-5V-4Nb合金鍛造后其孔隙得到極大的改善，但是Nb是一種難以擴(kuò)散的元素，特別是在快速燒結(jié)過程中，由于時間短，所以Nb擴(kuò)散的不充分.此外在TiAl合金熱加工過程中，β相可以提高合金的變形能力，使其在熱變形過程中減少開裂.然而，TiAl合金在高溫環(huán)境下運(yùn)用時，其β相大量存在，對合金的強(qiáng)度和蠕變性能極為不利［10-12］.所以要通過熱處理促使Nb的擴(kuò)散和消除合金中的β相，改善合金的性能.

圖7是在熱處理?xiàng)l件為在1 300℃下保溫1 h的掃描照片.由表5能譜分析得知，熱處理之后在晶界處存在少量的β相，并且獲得了全層片組織，晶粒大小約為 100 μm，Nb基本上完全擴(kuò)散了.

圖7 Ti-43Al-5V-4Nb合金熱處理后的SEM組織

表5 圖7中各位置的化學(xué)成分 (at%)

圖8是熱處理后的XRD，從圖中可以看出，合金主要含TiAl和Ti3Al相，因β相太少，所以XRD圖譜里顯示不出來.

圖8 Ti-43Al-5V-4Nb合金熱處理后的XRD圖

2.4 力學(xué)性能

圖9為鍛態(tài)和熱處理后Ti-43Al-5V-4Nb合金的拉伸性能.從圖中可以看出，熱處理之后鍛坯在不同的測試溫度下的力學(xué)性能比熱處理之前的鍛餅性能明顯提高，在室溫條件下，熱處理之后的屈服強(qiáng)度從370 MPa左右增加到480 MPa，增加了110 MPa，而延伸率從0.27%增加到0.83%;700℃和750℃下，熱處理之后的屈服強(qiáng)度分別為580 MPa和530 MPa，而熱處理之前的屈服強(qiáng)度分別為450 MPa和420 MPa，延伸率從熱處理之前的5%和8.8%增加到12%和27%，體現(xiàn)了顯著的增加趨勢.熱處理之后的力學(xué)性能明顯高于熱處理之前的性能，主要原因是各種元素，特別是Nb基本上完全擴(kuò)散并且只存在少量的β相.

圖9 不同狀態(tài)Ti-43Al-5V-4Nb合金的拉伸性能

3 結(jié)論

1)采用粉末冶金鍛造法制備了Ti-43Al-5V-4Nb合金，經(jīng)過熱處理1300℃下保溫1h后，該合金具有全層片組織結(jié)構(gòu)，其晶粒尺寸為80μm左右，主要由γ-TiAl和α2-Ti3Al相組成.

2)鍛坯鍛造后經(jīng)過熱處理，其力學(xué)性能得到顯著的提高，在室溫下其屈服強(qiáng)度為480MPa，延伸率為0.83%;在700℃和750℃，其屈服強(qiáng)度分別為580MPa和530MPa，其延伸率分別為12%和27%.

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