胡新煜,張嬌嬌,王俊勃,李笑然,趙 康,黃 晟,司鵬偉

(1.西安理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,陜西 西安 710048;2.西安工程大學(xué) 材料工程學(xué)院,陜西 西安 710048)

0 引 言

Ti2AlNb基合金由于具有較好的高溫蠕變性能、抗磁性能、高比強(qiáng)度以及優(yōu)良的室溫塑性等優(yōu)點(diǎn),成為600～750 ℃使用的最具有潛力的航天航空飛行器發(fā)動(dòng)機(jī)材料之一[1-3]。目前,采用真空自耗熔煉法[4-6]制備的Ti2AlNb基合金較為常見且工藝較為成熟,但是存在宏觀偏析現(xiàn)象難以控制,預(yù)合金原材料制備成本高、浪費(fèi)大等缺點(diǎn)。粉末冶金法[7-11]制備的Ti2AlNb 合金可避免傳統(tǒng)鑄造中宏觀成分偏析和微觀組織不均勻等問題, 得到組織更加均勻、性能更加穩(wěn)定的合金或構(gòu)件坯料。

目前,研究者多通過改變合金的成分[12-13]和采用熱處理工藝[14-15]改變相及顯微組織來提高Ti2AlNb基合金的服役性能。但Ti2AlNb基合金屬于三元體系,在不同的熱加工工藝下,相變關(guān)系極為復(fù)雜,微觀組織和力學(xué)性能隨熱處理工藝的變化非常敏感[16-17],因此,探究熱處理工藝與Ti2AlNb基合金的顯微組織和力學(xué)性能的關(guān)系尤為迫切。文中以粉末冶金法制備Ti-22Al-25Nb-2V合金,并使用不同的熱處理工藝處理合金,通過觀察、分析熱處理前后合金的微觀形貌及顯微硬度、相對(duì)密度和壓縮強(qiáng)度等物理性能,探討Ti-22Al-25Nb-2V合金塑性與強(qiáng)度相匹配的熱處理途徑。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 原料與儀器

1.1.1 原料 鈦粉(純度99.98%,粒度44～47 μm),鋁粉(純度99.96%、粒度1～2 μm),鈮粉(純度99.90%、粒度1～2 μm),釩粉(純度為99.58%、粒度為45～49 μm)。實(shí)驗(yàn)原料均選取上海阿拉丁公司生產(chǎn)的單質(zhì)粉體。

1.1.2 儀器 2BV系列水環(huán)式真空泵(山東淄博有限公司),A1104型電子天平(常熟市雙杰測試儀器廠),瑪瑙研缽(凌源博華瑪瑙制品廠),WAW-2000P型壓力機(jī)(上海久盈機(jī)械廠),GWL-KQGA-3型真空反應(yīng)燒結(jié)爐(洛陽市澗西區(qū)國炬試驗(yàn)電爐廠),KQ3200E型超聲波清洗儀(昆山市超聲儀器有限公司),LeicaDM4000M型光學(xué)顯微鏡(北京瑞宏誠科技發(fā)展有限公司),MH-3型數(shù)字式顯微硬度計(jì)(鄭州華銀試驗(yàn)儀器有限公司),Instron 5500R型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)(山東德瑞克儀器有限公司),燒杯,坩堝若干等。

1.2 方法

1.2.1 Ti-22Al-25Nb-2V合金的制備 采用粉末冶金法[18]，按一定比例在真空手套箱中稱取鈦粉、鋁粉、鈮粉和釩粉(其合金成分見表1)。將混合粉末放入高速擺振球磨機(jī)中球磨4 h,球料比為5∶1,轉(zhuǎn)速為190 r/min。將制得的混合粉末在真空條件下放入模具,1 200 MPa保壓10 min壓制成坯。在真空反應(yīng)燒結(jié)爐中,將真空冷壓坯200 ℃去應(yīng)力退火2 h后,在630 ℃預(yù)燒處理4 h,1 000 ℃反應(yīng)燒結(jié)1.5 h,制得Ti-22Al-25Nb-2V合金。Ti-22Al-25Nb-2V合金在真空1 100 ℃固溶處理1.5 h后油冷,隨后分別選取溫度為700 ℃,750 ℃,800 ℃和850 ℃在β/B2相區(qū)對(duì)合金進(jìn)行真空時(shí)效處理12 h后空冷。升溫速率為10 ℃/min,氮?dú)獗Ｗo(hù)。合金制備流程如圖1所示。圖中冷壓坯中各元素粉末經(jīng)燒結(jié)后產(chǎn)生不同相組織,最終經(jīng)過熱處理工藝得到室溫相。

表 1 Ti2AlNb 合金的化學(xué)成分(原子分?jǐn)?shù)/%)

圖 1 Ti-22Al-25Nb-2V合金制備路線示意圖Fig.1 Schematic diagram of the preparation route of Ti-22Al-25Nb-2V alloy

1.2.2 測試與表征 采用LeicaDM4000M型光學(xué)顯微鏡對(duì)Ti-22Al-25Nb-2V合金的顯微組織形貌進(jìn)行觀察;采用MH-3型數(shù)字式顯微硬度計(jì)測試Ti-22Al-25Nb-2V合金的硬度;采用阿基米德排水法測量Ti-22Al-25Nb-2V合金的密度;采用Instron 5500R型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)Ti-22Al-25Nb-2V合金進(jìn)行室溫壓縮試驗(yàn)。

2 結(jié)果與分析

2.1 固溶處理對(duì)合金顯微組織的影響

由Boehlert[19]繪出的Ti-22Al-xNb三元體系合金變溫垂直截面相圖得知,Nb含量在27%時(shí),其相組織轉(zhuǎn)變過程為

(1)

圖2為未經(jīng)固溶處理和固溶處理的Ti-22Al-25Nb-2V合金顯微組織圖。由圖2(a)可以看出,Ti-22Al-25Nb-2V合金的顯微組織由α2相、O相和β/B2基體組成,α2相與基體B2相通過界面連接,又有部分界面緊挨O相,這就形成了交叉共存、彼此依附的(α2+β/B2+O)相合金組織,這與文獻(xiàn)[20]通過熱等靜壓工藝所得結(jié)果一致。由圖2(b)可以看出,1 100 ℃固溶處理1.5 h后,相組織由三相變?yōu)閮上?顯微組織由大量β/B2相和少量α2相組成。這可能是因?yàn)樵诩訜釛l件下,O相中的元素分散為Ti3Al、Al和Nb元素,通過B2相與O相的界面以及α2相與O相的界面進(jìn)行擴(kuò)散,使O相晶核固溶在基體B2相中或轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相。這種現(xiàn)象與公式(1)中相變基本一致,但相的轉(zhuǎn)變溫度有所升高,這可能是因?yàn)閂元素的添加提高了O相轉(zhuǎn)變?yōu)锽2相或α2相的轉(zhuǎn)變溫度。

2.2 時(shí)效處理溫度對(duì)合金顯微組織的影響

對(duì)1 100 ℃固溶處理1.5 h后的Ti-22Al-25Nb-2V合金進(jìn)行不同溫度時(shí)效處理,產(chǎn)物的顯微組織圖如圖3所示。Bendersky等[21]得出,當(dāng)Nb含量大于15%原子分?jǐn)?shù)時(shí),B2相可經(jīng)過中間過渡B19相轉(zhuǎn)變?yōu)镺相。由圖3可以看出,時(shí)效處理過程中相的轉(zhuǎn)變與公式(1)有所不同,沒有形成β/B2單相組織。這可能是因?yàn)閂元素和Nb元素同屬于β相穩(wěn)定元素,本實(shí)驗(yàn)采用V元素代替了部分Nb元素,增加了Ti-22Al-25Nb-2V合金的β相穩(wěn)定性,致使該反應(yīng)在升溫過程中反應(yīng)較慢,α2相沒有全部消失。V元素又對(duì)O相的形成具有促進(jìn)作用,致使O相從基體B2相中析出,形成了三相組織,且隨著溫度的升高,基體B2相與O相界面間的擴(kuò)散速率加快,O相的厚度也隨之逐漸增加。

(a) 未固溶處理 (b) 固溶處理圖 2 Ti-22Al-25Nb-2V合金顯微組織Fig.2 Microstructure of Ti-22Al-25Nb-2V alloy

(a) 700 ℃ (b) 750 ℃

(c) 800 ℃ (d) 850 ℃圖 3 不同溫度時(shí)效處理Ti-22Al-25Nb-2V合金顯微組織Fig.3 Microstructure of Ti-22Al-25Nb-2V alloytreated by different temperatures

分析固溶處理和時(shí)效處理后的粉末冶金 Ti-22Al-25Nb-2V合金微觀組織, 可得出熱處理 Ti-22Al-25Nb-2V 合金的相組織轉(zhuǎn)變示意圖, 如圖4所示。

圖 4 熱處理Ti-22Al-25Nb-2V合金相組織轉(zhuǎn)變示意圖

2.3 時(shí)效處理溫度對(duì)合金相對(duì)密度的影響

為研究時(shí)效處理是否對(duì)零件的尺寸有影響,測試時(shí)效處理后合金的相對(duì)密度。表2為Ti-22Al-25Nb-2V合金相對(duì)密度與時(shí)效處理溫度關(guān)系圖。由表2可看出,與反應(yīng)燒結(jié)Ti-22Al-25Nb-2V合金的相對(duì)密度82%相比,隨著時(shí)效處理溫度的增加,Ti-22Al-25Nb-2V合金的相對(duì)密度略有降低但改變較小。這可能是因?yàn)樵诟邷胤磻?yīng)燒結(jié)過程中,Ti-22Al-25Nb-2V合金內(nèi)部已經(jīng)形成了骨架結(jié)構(gòu),但卻仍然存在著大量的Nb元素顆粒沒有熔化,這種骨架結(jié)構(gòu)在時(shí)效處理溫度升高的過程中會(huì)阻礙Nb元素的流動(dòng)。而且,在時(shí)效處理過程中Ti-22Al-25Nb-2V合金內(nèi)部可能存在著少量的氣泡,氣泡會(huì)受到合金表面的作用力而附著在骨架表壁,難以從合金內(nèi)部逸出,致使Ti-22Al-25Nb-2V合金的致密度提高困難且略有降低。

表 2 Ti-22Al-25Nb-2V合金相對(duì)密度與時(shí)效處理溫度的關(guān)系

2.4 時(shí)效處理溫度對(duì)合金顯微硬度的影響

β/B2相(BCC)的滑移系較多,為塑性相;α2相(HCP)獨(dú)立滑移系少,塑性差,為脆性相;O相具有對(duì)稱的有序正交晶體結(jié)構(gòu)[22]。表3為Ti-22Al-25Nb-2V合金顯微硬度與時(shí)效處理溫度的關(guān)系圖。由表3可看出,隨著時(shí)效溫度的增加,Ti-22Al-25Nb-2V合金的顯微硬度降低,且減小的速度逐漸加快。

時(shí)效處理溫度為700 ℃時(shí),合金的顯微硬度最大。這可能是因?yàn)樵?00 ℃時(shí)Ti-22Al-25Nb-2V合金的α2相含量減少,β/B2相含量增加,且隨著保溫時(shí)間的增加,基體β/B2相析出了O相。由于基體B2相與析出O相的相容性極好,但晶體結(jié)構(gòu)又不相同,致使晶體產(chǎn)生了共格的彈性畸變,阻礙了合金的塑性變形,提高了合金硬度。

時(shí)效處理溫度為850 ℃時(shí),合金的顯微硬度最小。這可能是因?yàn)閂元素的添加促進(jìn)了O相的形成,隨著時(shí)效溫度的增加,O相長大長粗,基體β/B2相與析出O相產(chǎn)生的彈性共格畸變因達(dá)到飽和而被破壞,時(shí)效強(qiáng)化的作用明顯減小,降低了合金硬度。

表 3 Ti-22Al-25Nb-2V合金顯微硬度與時(shí)效處理溫度的關(guān)系

2.5 時(shí)效處理溫度對(duì)合金壓縮性能的影響

圖5是Ti-22Al-25Nb-2V合金力-位移與時(shí)效處理溫度關(guān)系圖。由圖5可以看出,隨著時(shí)效處理溫度的升高,Ti-22Al-25Nb-2V合金的壓縮強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先降低后升高。時(shí)效處理溫度為700 ℃和750 ℃,當(dāng)壓縮位移在0.2～0.7 mm時(shí),α2相含量減少,β/B2相含量增多,力與位移的比值穩(wěn)定;時(shí)效處理溫度為800 ℃,當(dāng)壓縮位移在0～0.2 mm時(shí),β/B2相含量較多導(dǎo)致合金的塑性較好,壓縮力直線增大。當(dāng)壓縮位移在0.3～0.7 mm時(shí),β/B2相與析出O相相互作用,出現(xiàn)了受力反復(fù)回彈的現(xiàn)象;時(shí)效處理溫度為850 ℃,當(dāng)壓縮位移在0～0.4 mm時(shí),壓縮力基本不變。當(dāng)壓縮位移達(dá)到1.4 mm時(shí),O相晶粒長大長粗,阻礙了合金變形,發(fā)生了壓縮破壞,出現(xiàn)了合金塑性變形后抵抗壓縮變形的現(xiàn)象。

圖 5 Ti-22Al-25Nb-2V合金力-位移與時(shí)效處理溫度的關(guān)系

3 結(jié) 論

(1) 1 100 ℃固溶處理1.5h,Ti-22Al-25Nb-2V合金顯微組織由三相變?yōu)閮上?主要由大量的β/B2相和少量α2相組成,V元素的添加提高了固溶處理過程中O相轉(zhuǎn)變?yōu)锽2相或α2相的轉(zhuǎn)變溫度。

(2) V元素的添加增加了Ti-22Al-25Nb-2V合金的β相穩(wěn)定性,致使時(shí)效處理反應(yīng)較慢;促進(jìn)了O相的形成,使時(shí)效處理過程中O相從基體B2相中析出,形成了三相組織,且隨著溫度的升高,基體B2相與O相界面間的擴(kuò)散速率加快,O相的厚度也隨之逐漸增加。

(3) 隨著時(shí)效處理溫度的增加,Ti-22Al-25Nb-2V合金的相對(duì)密度略有降低但改變較小;顯微硬度降低,且減小的速度逐漸加快;壓縮強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先降低后升高,700 ℃時(shí)效處理合金硬度和塑性均達(dá)到最大,800 ℃時(shí)效處理壓縮強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最低,850 ℃時(shí)效處理硬度最低為316 HV。