李瑩，田淑俠，樊江磊，王艷，劉建秀

（鄭州輕工業(yè)大學(xué)機電工程學(xué)院,河南 鄭州 450002）

0 引言

TiAl 基合金具有低密度、高比強度以及良好的抗氧化和抗蠕變性能，在汽車發(fā)動機及航空航天材料中展現(xiàn)出令人矚目的發(fā)展前景[1]，更是被當(dāng)作高推重比軍用飛機發(fā)動機、高壓壓氣機及低壓渦輪葉片的首選材料，但普通鈦鋁合金的室溫塑性和斷裂韌性較低，且在800 ℃以上時抗高溫蠕變和抗高溫氧化性能較差，嚴(yán)重制約了其在各重要領(lǐng)域的實際應(yīng)用。合金元素Nb 的添加使TiAl 合金的熔點提高了約90～150 ℃，高溫屈服強度提高1 倍左右，同時兼顧較高的彈性模量、優(yōu)異的抗高溫蠕變和氧化性能[2-3]。但由于 Nb 元素的添加，TiAl 合金的凝固組織中會形成粗大的柱狀晶，并產(chǎn)生嚴(yán)重的偏析，而這些不均勻組織導(dǎo)致合金的力學(xué)性能不穩(wěn)定、室溫塑性及斷裂韌性不足等問題，極大程度限制了合金的工業(yè)化進程[4]。均勻細(xì)小組織的高Nb-TiAl 合金具有較高的塑性和斷裂韌性，且綜合力學(xué)性能優(yōu)異，如何獲得均勻細(xì)小的合金組織是目前研究的熱點與目標(biāo)。目前熱處理工藝是TiAl 合金獲得均勻細(xì)小組織簡單易行且經(jīng)濟的方式，現(xiàn)迫切需要掌握高Nb-TiAl 合金組織調(diào)控密切相關(guān)的熱處理工藝與相變行為等。

TTT 曲線和合金動力學(xué)模型在制定合金熱處理工藝參數(shù)和分析合金的相變行為中起著關(guān)鍵指導(dǎo)作用。目前已有很多學(xué)者采用原位熱膨脹法確定合金的TTT 曲線，結(jié)合JMA 方程確定合金的相變動力學(xué)模型。喬靖乾等[5]采用熱膨脹法獲得了20CrMnTi 鋼等溫相變TTT 曲線，并確定了該材料擴散型相變動力學(xué)模型和非擴散型相變動力學(xué)模型；周莉等[6]采用熱膨脹法和金相組織分析結(jié)合，獲取了高鋁增強成形性雙相鋼980DH 靜態(tài)CCT 曲線，研究了不同冷卻過程中合金的相變規(guī)律。吳楠等[7]研究了 Cr 含量對 Ti5Mo5V3Al-Cr 系合金等溫相變動力學(xué)和 TTT 圖的影響；Chen 等[8]采用熱膨脹法結(jié)合JMA 理論模型研究了Ti-55 531 合金的等溫相變動力學(xué)；Esin 等[9]采用同步輻射X 射線衍射、膨脹法和電阻率原位研究Ti2AlNb 合金的相變；Hu等[10]采用金相法研究了Ti-46Al-2Nb-2Cr-1B、Ti-46Al-4Nb-4Hf-0.1Si-1B 和 Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-0.3B 合金的相變行為，確定其CCT 曲線和TTT 曲線，并優(yōu)化了合金力學(xué)性能。目前有學(xué)者也對高Nb-TiAl 合金的相變行為進行了初步研究，但對TiAl 合金的等溫相變行為和相變動力學(xué)模型建立的研究較少，從而導(dǎo)致準(zhǔn)確確定相關(guān)合金的處理工藝參數(shù)以及對組織性能調(diào)控缺少依據(jù)。

筆者以高Nb-TiAl 合金為試驗材料，采用原位熱膨脹法對高Nb-TiAl 合金時效過程中的等溫相變動力學(xué)進行了較為系統(tǒng)地研究，以期進一步掌握該合金的相轉(zhuǎn)變機制，探討分析該合金等溫相變中的組織性能，為推動該合金廣泛應(yīng)用進程奠定理論基礎(chǔ)。

1 試驗

試驗材料采用名義化學(xué)成分為Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y(at%)的高Nb-TiAl 合金，原材料選用零級海綿鈦、Al-Nb 中間合金、高純鋁錠、Al-Ti-B 中間合金、Al-W-Nb 中間合金和高純釔屑，是上海寶鋼集團采用等離子冷床爐熔煉制得的鑄錠，該鑄錠尺寸為760 mm×380 mm×900 mm，為減少合金缺陷、確保成分均勻，對合金鑄錠進行了準(zhǔn)等溫3 次包套鍛造處理，試驗試樣均在鍛件中心切取。

試驗試樣進行均勻化熱處理，具體步驟同筆者前期發(fā)表文章[11]（以5 ℃/min 速率從室溫升至1 340℃（α 單相區(qū)）保溫12 h，然后以5 ℃/min 速率冷卻至900 ℃，最后爐冷至室溫，得到組織均勻的高Nb-TiAl 合金）。將均勻化處理后的高Nb-TiAl 合金經(jīng)電火花線切割成?6 mm×20 mm 圓柱體，經(jīng)金相砂紙由粗到細(xì)磨拋去除試樣表面氧化層，將試樣兩端面磨平并進行光滑處理，確保端面平滑且與軸線垂直，最后在酒精中進行超聲波清洗15 min 以去除外來微粒、油漬等污染物，此作為熱膨脹試樣。結(jié)合差示掃描量熱法和熱膨脹法測定合金的相變溫度范圍，選取不同的等溫溫度作為研究等溫動力學(xué)的對象[11]，采用德國耐馳熱膨脹儀（DIL402 C）以40 ℃/min速率從室溫分別升至1140、1160、1 170、1 180、1 200 ℃并保溫相應(yīng)時間獲得高Nb-TiAl 合金的DIL（dilatometry）曲線。

2 結(jié)果與討論

2.1 高Nb-TiAl 合金等溫相變動力學(xué)

圖1 為高Nb-TiAl 合金分別在1 140、1 160、1 170、1 180、1 200 ℃ 的等溫過程中熱膨脹隨時間變化的原位DIL 曲線。從圖1 可以看出，在不同溫度下等溫，其所對應(yīng)的曲線變化趨勢相近，即等溫開始時曲線比較穩(wěn)定，隨等溫時間的延長，曲線呈逐漸上升狀態(tài)，隨著等溫時間繼續(xù)延長，曲線達(dá)到一個穩(wěn)定的狀態(tài)，即α 相轉(zhuǎn)化過程呈現(xiàn)三個階段：孕育期、生長期和平衡期。在α2→α 孕育期α 相逐漸形核；隨等溫時間延長，α 相形核達(dá)到飽和并迅速長大的過程，即生長期；隨等溫時間繼續(xù)延長，α 相從母相α2相持續(xù)析出，直至α2基本消失，此過程為平衡期；圖1 中DIL 曲線達(dá)到穩(wěn)定時，其溫度與時間密切相關(guān)，在1 140～1 200 ℃的等溫中，其所對應(yīng)的DIL曲線達(dá)到穩(wěn)定期所經(jīng)歷的時間為8×104～10×105s。

圖1 DIL 曲線在等溫過程中隨時間的變化曲線Fig.1 Viriation of DIL curves with time during aging at different temperature

根據(jù)高Nb-TiAl 合金DIL 曲線，結(jié)合公式f=(ΔLt/L0)/(Lmax/L0)，獲得高Nb-TiAl 合金不同等溫溫度下α 相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)隨時間的變化曲線，即高Nb-TiAl 合金的等溫相變動力曲線，如圖2 所示。從圖2可以看出，高Nb-TiAl 合金的相變動力學(xué)與等溫溫度密切相關(guān)，等溫溫度不同，相對應(yīng)的相變動力學(xué)曲線呈現(xiàn)出不同的形狀，這與高Nb-TiAl 合金中低溫有序相α2轉(zhuǎn)化為高溫?zé)o序相α 的形核與長大的機理相關(guān)。

圖2 高Nb-TiAl 合金不同溫度的等溫過程中相變動力學(xué)曲線Fig.2 Phase transformation kinetics cuvers of high Nb-TiAl alloys at different aging temperature

從圖2 可以看出，高Nb-TiAl 合金的相變動力學(xué)曲線隨著等溫溫度的升高，呈“S”形狀；從α 相的形核長大時間看，隨著等溫溫度的不同，α 相的形成和長大速率不同。從高Nb-TiAl 合金在等溫溫度為1 140 ℃的相變動力學(xué)曲線可以看出，α 相在等溫過程中相轉(zhuǎn)變時間為94 040 s，其中相變孕育期約為7 050 s，相對比較緩慢，這是由于α 相從母相α2中形核；隨等溫時間的延長，合金進入α 相生長期，在生長期過程中α 相的速率明顯加快，這是由于α 相在形核的基礎(chǔ)上迅速長大，整個生長期約為89 910 s；隨等溫時間的繼續(xù)延長，合金進入α 相穩(wěn)定期，α 相受制于晶核體積和其他相的影響，α2相向α 相轉(zhuǎn)變基本完成。

當(dāng)?shù)葴販囟扔? 140 ℃升溫至1 160 ℃時，α相在等溫過程中的相變動力學(xué)曲線與1 140 ℃時的相變動力學(xué)曲線比較，α 相在第一階段的形核期比較長，其時間為34 640 s，α 相的相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)約為15%，而α 相的生長期相對比較短，其時間為54 960 s，此時α 相的相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)達(dá)到95%，較1 140 ℃有較大提高，這是由于在1 160 ℃時，α 相的形核速率比較慢，而在生長期則由于溫度的提高為α 相轉(zhuǎn)變提供了更多的能量，α 相在等溫溫度為1 160 ℃的時長約為89 600 s。

當(dāng)?shù)葴販囟扔? 160 ℃升溫至1 170 ℃時，α相在第一階段的形核期較短，僅為7 500 s，α 相的轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)從15%到90%時的生長期為52 399 s，比等溫溫度為1 140 ℃與1 160 ℃時的時間短，此時α相迅速增長，并在等溫時間延長至81 800 s 時達(dá)到平衡。

當(dāng)?shù)葴販囟扔? 170 ℃升溫至1 180 ℃，α 相的相轉(zhuǎn)變量為90%時，所用的時間為101 440 s，其中合金的相變孕育期約為34 760 s，這是由于α 相從母相α2中形核相對比較緩慢；隨等溫時間的延長，合金進入α 相生長期，在生長期過程中α 相的生長速率明顯加快，α 相在形核的基礎(chǔ)上迅速長大，整個生長期約為66 680 s；隨等溫時間的繼續(xù)延長，合金進入α 相穩(wěn)定期，α 相受制于晶核體積和其他相的影響，α2相轉(zhuǎn)變α 相基本完成。

當(dāng)?shù)葴販囟扔? 180 ℃升溫至1 200 ℃時，α相在第一階段的形核期約為31 640 s，α 相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)從15%至90%的生長期為55 020 s，相對等溫溫度為1 170 ℃時所需時間較長，α 相迅速增長，并在等溫時間延長至86 660 s 時達(dá)到平衡。

在等溫溫度為1 140～1 200 ℃，高Nb-TiAl 合金的α2→α 相變動力學(xué)在溫度為1 170 ℃時的相變驅(qū)動力最大，相變驅(qū)動力與α 相轉(zhuǎn)化達(dá)到最佳的配合，使α 相的相轉(zhuǎn)變速率達(dá)到最高。高Nb-TiAl 合金的此種現(xiàn)象與其他的TiAl 基合金的研究結(jié)果相似[12]。

高Nb-TiAl 合金在不同溫度下的等溫相變動力學(xué)曲線結(jié)合Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程式：

式中，f為生成相在t時間內(nèi)的體積轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)；k 為固態(tài)相變反應(yīng)率常數(shù)，與材料生成相的形核和長大相關(guān)，對等溫溫度比較敏感；n為Avrami 指數(shù)，主要用于描述材料生成相的形核和長大機理，在一定溫度范圍內(nèi)為定值。

根據(jù)熱膨脹曲線結(jié)合JMA 理論研究高Nb-TiAl 合金α2→α 在等溫相變過程中的相變動力學(xué)，JMA 方程可描述為：

式（2）中，fa(t)為等溫時間為t時所對應(yīng)的α相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)；為α 相平衡時的相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)，對方程（1）整理得：

從圖3 可以看出，在高Nb-TiAl 合金等溫相變過程中，與 lnt近似直線關(guān)系，其斜率為Avrami 指數(shù)n，直線在縱坐標(biāo)的截距即為生成相的形核和長大相關(guān)的溫度常數(shù)k，高Nb-TiAl 合金在1 140～1 200 ℃等溫過程中所對應(yīng)的Avrami 指數(shù)n和溫度常數(shù)k 值如表1 所示。高Nb-TiAl 合金在1 140 ℃下的Avrami 指數(shù)n為1.52，約為3/2，表明合金為擴散控制型增長，且生成相α 由小尺寸生長，形核率為零；當(dāng)?shù)葴販囟葹? 160 ℃時，高Nb-TiAl合金的Avrami 指數(shù)n為2.70，即n＞5/2，合金為擴散控制生長，生成相α 由小尺寸生長，形核率增加；當(dāng)?shù)葴販囟葹? 170 ℃時，高Nb-TiAl 合金的Avrami 指數(shù)n為2.45，即n值在3/2～5/2，合金為擴散控制生長，生成相α 由小尺寸生長，形核率減少；當(dāng)?shù)葴販囟葹? 180 ℃時，高Nb-TiAl 合金的Avrami 指數(shù)n為2.51，即n約為5/2，合金為擴散控制生長，生成相α 由小尺寸生長，形核率為定值；當(dāng)?shù)葴販囟葹? 200 ℃時，高Nb-TiAl 合金的Avrami指數(shù)n為2.82，即n＞5/2，合金為擴散控制生長，生成相α 由小尺寸生長，形核率增加。

圖3 高Nb-TiAl 合金在不同溫度下的ln(ln(1/(1-f)))-lnt關(guān)系Fig.3 Plots of l n(ln(1/(1-f)))against l nt for the aging treatment at temperature for high Nb-TiAl alloy

由n值與k 值結(jié)合JMA 方程式，可以得出高Nb-TiAl 合金在不同溫度下的等溫相變動力學(xué)方程，如式（4）所示。

高Nb-TiAl 合金在各等溫溫度下的相變動力學(xué)方程可以直觀描述α 相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)與等溫時間的對應(yīng)關(guān)系。方程（4）結(jié)合表1 獲得高Nb-TiAl 合金相變動力學(xué)曲線（如圖4 所示），與試驗等溫相變動力學(xué)曲線（如圖2 所示）進行對比，發(fā)現(xiàn)理論動力學(xué)曲線與試驗動力學(xué)曲線吻合良好，驗證了動力學(xué)方程的可靠性，表明試驗條件下獲得的動力學(xué)方程可準(zhǔn)確的描述合金等溫相變過程。

表1 高Nb-TiAl 合金等溫相變JMA 方程中的Avrami 方程中指數(shù)n 值與k 值Table 1 The Avrami exponen n and k value of JMA parameters for high Nb-TiAl alloys during aging treatment

圖4 高Nb-TiAl 合金計算等溫相變動力學(xué)曲線Fig.4 Calculated phase transformation kinetics of high Nb-TiAl alloy during aging treatment

2.2 高Nb-TiAl 合金等溫相變的TTT 曲線

圖5 為高Nb-TiAl 合金在1 140～1 200 ℃的α2→α 相轉(zhuǎn)變的TTT 曲線。從圖5 可以看出，TTT曲線是由α 相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)為1%、10%、20%、30%、40%、50%、60%、70%、80%、90%和99%的十條曲線組成，其中α 相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)為1%和99%的曲線分別對應(yīng)于高Nb-TiAl 合金在各等溫溫度下的α2→α 相轉(zhuǎn)變初始和終了曲線。所有TTT 曲線在整個區(qū)間內(nèi)呈近“C”型，α 相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)為1%前為α2-與γ相，α 相轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)為99%之后，高Nb-TiAl 合金的相組成為γ-和α相，在1%與99%之間高Nb-TiAl 合金發(fā)生α2→α 相轉(zhuǎn)變，此時的合金主要由α2-、γ 和α 相組成。從圖5 還可以看出，高Nb-TiAl 合金在1 140～1 200 ℃溫度下的相轉(zhuǎn)變速率最快的溫度為1 170 ℃，即TTT 的“鼻尖”溫度為1 170 ℃，此溫度下的α 相轉(zhuǎn)變速率最快，相形成驅(qū)動力最小。

圖5 高Nb-TiAl 合金的TTT 曲線Fig.5 The time-temperature-transformation (TTT)curves of high Nb-TiAl alloy

3 結(jié)論

采用原位熱膨脹法系統(tǒng)研究了高Nb-TiAl 合金在1 140～1 200 ℃溫度范圍內(nèi)的等溫相變動力學(xué)?；贘MA 方程結(jié)合熱膨脹曲線探討高Nb-TiAl 合金等溫相變動力學(xué)，研究結(jié)果表明：

1)高Nb-TiAl 合金在各溫度等溫過程中，在α2→α 相轉(zhuǎn)變過程中，α 相的形成存在著三個階段為孕育期、生長期和平衡期。在孕育期，α2→α 相轉(zhuǎn)變中的α 相逐漸形核；隨等溫時間的延長，α 相形核達(dá)到一定的飽和并迅速長大，即生長期；隨等溫時間的繼續(xù)延長到達(dá)平衡期，α 相從母相α2相中持續(xù)析出，當(dāng)α2基本消失，α 相的轉(zhuǎn)變基本完成。

2)高Nb-TiAl 合金在溫度為1 140～1 200 ℃等溫，α2→α 相變動力學(xué)在溫度為1 170 ℃時相變時長最短，相變驅(qū)動力最大，α 相轉(zhuǎn)變速率達(dá)到最大。

3)獲得高Nb-TiAl 合金在各等溫溫度的JMA等溫動力學(xué)方程，等溫相變動力學(xué)相關(guān)Avrami 指數(shù)n和溫度常數(shù)k，得到不同等溫溫度的計算相變動力學(xué)曲線。

4)建立了高Nb-TiAl 等溫相變TTT 曲線，獲得α2→α 的“鼻尖”溫度為1 170 ℃，此時高Nb-TiAl 合金相應(yīng)的相轉(zhuǎn)變速度最快。