韓 濤，黃澤文

(西南交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院材料先進(jìn)技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都610031)

室溫下，鑄造的以γ-TiAl為基的合金(以下簡(jiǎn)稱(chēng)TiAl合金)包含兩種金屬間化合物相(γ-TiAl和α2-Ti3Al).與鍛造TiAl合金部件相比，鑄造型TiAl合金具有低成本的優(yōu)勢(shì)，受到人們的關(guān)注.但是，鑄造型TiAl合金的晶粒粗大，明顯影響合金的力學(xué)性能.常用的傳統(tǒng)細(xì)化鑄造TiAl合金晶粒的工藝方法是在合金中添加微量硼，若干研究發(fā)現(xiàn)，在凝固過(guò)程中，微量硼能有效地控制液態(tài)凝固時(shí)的粗化，但硼化物對(duì)合金的性能，特別是室溫塑性有很不好的影響［1-3］.

對(duì)鑄造TiAl合金而言，一種非傳統(tǒng)的晶粒細(xì)化方式是利用高缺陷的塊狀組織的形成，而這種組織是在α單相區(qū)以一定的冷速冷卻，發(fā)生無(wú)擴(kuò)散塊狀轉(zhuǎn)變而形成的［4-9］，最后通過(guò)在α+γ雙相區(qū)退火，致使α板條在塊狀γ的{111}晶面析出，形成“旋繞態(tài)”細(xì)化層片組織.Ta元素能顯著降低獲得塊狀轉(zhuǎn)變所需的冷速，有潛力擴(kuò)展塊狀轉(zhuǎn)變發(fā)生的溫度區(qū)間，從而不會(huì)因過(guò)快冷卻而導(dǎo)致裂紋［6，10］.

TiAl基合金是一種很有希望用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)的高溫結(jié)構(gòu)材料.由于需要在高溫大氣氛圍下長(zhǎng)期服役，要求TiAl基合金在服役過(guò)程中保持組織和力學(xué)性能的穩(wěn)定.Z.W.Huang［11-13］等人研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)TiAl合金進(jìn)行長(zhǎng)期700℃大氣環(huán)境熱暴露時(shí)，整個(gè)過(guò)程中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)γ相的分解、斷開(kāi)或者球化現(xiàn)象;而亞穩(wěn)相的α2片層會(huì)在平行或者垂直α2/γ的界面上發(fā)生分解，生成γ相;一些原本不含B2(ω)相的TiAl合金，會(huì)有塊狀的B2(ω)相沿α2片層和α2+γ片層大量生成，不斷長(zhǎng)大，破壞片層的連續(xù)性.

本文的目標(biāo)是研究通過(guò)塊狀轉(zhuǎn)變細(xì)化了晶粒的Ti-46Al-8Ta合金的高溫(700℃)熱穩(wěn)定性.通過(guò)在大氣環(huán)境中對(duì)該晶粒細(xì)化的合金進(jìn)行長(zhǎng)期的系列的熱暴露處理，研究在熱暴露過(guò)程中該合金的組織和性能的變化，并探索其機(jī)理.

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用鈦鋁合金材料的名義成分為T(mén)i-46Al-8Ta(at.%，原子分?jǐn)?shù))，下文簡(jiǎn)稱(chēng)合金8Ta.采用真空電弧重熔工藝(VAR)制備成直徑為100 mm的合金鑄錠.為了改善合金的均勻性，進(jìn)行了兩次重熔.用電火花線(xiàn)切割方法將鑄錠切成φ20 mm×85 mm的柱狀樣品.對(duì)柱狀樣品進(jìn)行熱等靜壓，制度為:1 260℃、2 h、150 MPa;此后，在α單相區(qū)進(jìn)行固溶處理(1 360℃、1 h)，從固溶處理溫度直接空冷(AC)至室溫，目的是獲得接近100%的塊狀轉(zhuǎn)變組織;然后，對(duì)塊狀轉(zhuǎn)變后的樣品進(jìn)行α2+γ雙相區(qū)退火處理(1 260℃、2 h)，并通過(guò)緩冷得到晶粒細(xì)化的“旋繞態(tài)”層片組織.

將晶粒細(xì)化的合金8Ta的試樣在700℃下的空氣氣氛中分別進(jìn)行0 h、1 000 h、3 000 h和5 000 h的熱暴露處理，熱暴露全程通過(guò)熱電偶監(jiān)控?zé)岜┞兜臏囟?±5℃).熱暴露完成后，切割經(jīng)歷了熱暴露的樣品，制備供顯微觀察和分析用的樣品，并進(jìn)行拉伸樣品的加工.拉伸樣品測(cè)試部分的尺寸為 φ4.0 mm，樣品標(biāo)定的平行尺寸為38 mm.

室溫拉伸實(shí)驗(yàn)在WDW3100微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，應(yīng)變速率為0.5×10-4/s.從應(yīng)力應(yīng)變曲線(xiàn)上求出最大斷裂應(yīng)力σb，0.2%條件屈服強(qiáng)度極限σ0.2，斷裂時(shí)的延伸率δ.樣品表面組織觀察所用設(shè)備:光學(xué)顯微鏡是日本Keyence Corporation公司所生產(chǎn)的激光共聚焦顯微鏡(型號(hào)VK-9710);掃描電鏡是FEI公司的Quanta200 ESEM環(huán)境掃描電子顯微鏡上，使用背散射電子(Back scattered electron，BSE)成像模式，電壓為20 kV;透射電鏡是美國(guó)FEI公司生產(chǎn)的TECNAI-F20場(chǎng)發(fā)射型透射電子顯微鏡，其正常工作電壓為200 KV.TEM制樣時(shí)使用丹麥Struers公司生產(chǎn)的TenuPol-5型雙噴電解減薄儀腐蝕穿孔，電解液由高氯酸、正丁醇和甲醇組成，體積分?jǐn)?shù)比例為 13∶6∶1.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 晶粒細(xì)化過(guò)程的顯微組織觀察

圖1為鑄造8Ta合金激光聚焦光學(xué)顯微鏡下觀察到的原始組織圖像.從中可以看出合金的晶粒尺寸很大，從幾百個(gè)微米到幾個(gè)毫米不等，存在明顯的大晶粒和晶界，部分位置可以看到孔隙.合金不是單純的全片層組織，其中離散分布著等軸狀小晶粒.

圖1 鑄造8Ta合金的光鏡圖像

據(jù)前面的研究工作知道，合金Ti-46Al-8Ta的進(jìn)入α單相區(qū)的轉(zhuǎn)變溫度Tα是1 310℃［14］.在1 360℃固熔1 h從而保證獲得了全部的α單相.含高量重金屬元素Ta的合金有較為緩慢的擴(kuò)散速率，空冷冷速能有效保證該合金發(fā)生較完善的α→γ的塊狀轉(zhuǎn)變，獲得接近100%的塊狀組織(其中在晶界處有少量的等軸 γ相)，如圖2所示.

圖2 8Ta合金從α單相區(qū)空冷(AC)后的光鏡圖像

隨后的在α+γ雙相區(qū)的熱處理，1 260℃、2 h、爐冷，使得該合金獲得了細(xì)晶的“旋繞態(tài)”組織，由有一定旋繞度的α2和g層片交互排列構(gòu)成，如圖3所示.定量金相的統(tǒng)計(jì)表明，平均晶粒尺寸為:L=(23±2.3)μm，N=(27.6±2.2)μm(L為晶團(tuán)條束方向的最大長(zhǎng)度，N為最大的垂直寬度).可以看出，上述熱處理工藝成功地細(xì)化了高Ta合金的晶粒尺寸.

這里需要強(qiáng)調(diào)，此處所實(shí)現(xiàn)的從單相α轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗?γ(γm)的塊狀轉(zhuǎn)變(massive transformation)是通過(guò)淬火性質(zhì)的快冷實(shí)現(xiàn)的.塊狀轉(zhuǎn)變屬于一種不改變成分的熱激活固態(tài)相變.快冷提供了塊狀轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力，快冷形成的單相γ晶體內(nèi)(富鋁而貧Ti+Ta)存在過(guò)飽和量的Ti+Ta合金元素，因此熱力學(xué)上不穩(wěn)定，在隨后的α2+γ雙相區(qū)的熱處理時(shí)，就會(huì)以α2相(貧鋁而富Ti+Ta)的形式析出，來(lái)降低合金元素的過(guò)飽和度，達(dá)成一種平衡.對(duì)高Ta含量的TiAl合金來(lái)說(shuō)，高量的Ta原子由于其緩慢的擴(kuò)散速度，導(dǎo)致α→γm轉(zhuǎn)變可以在較慢的速度下完成，因而完成塊狀轉(zhuǎn)變所必需的冷速也可降低，空冷即可獲得［6，10］，這有利于減少快冷帶來(lái)的熱應(yīng)力和組織開(kāi)裂.新析出的α2嚴(yán)格保持與γ的位向關(guān)系:{111}γ//，能同時(shí)在4個(gè){111}γ面上形核，而塊狀轉(zhuǎn)變會(huì)導(dǎo)致γm內(nèi)形成大量的缺陷，諸如反相疇界，層錯(cuò)，顯微孿晶，位錯(cuò)臺(tái)階等［15-16］，它們也提供了大量的供α2形核的位置.因此，當(dāng)亞穩(wěn)定的γm在α2+γ雙相區(qū)時(shí)效時(shí)，α2就能多向形核，多處形核，最終形成了由細(xì)小α2+γ層片晶團(tuán)組成帶有旋繞形態(tài)的細(xì)晶組織.

2.2 XRD分析測(cè)試

對(duì)8Ta合金進(jìn)行XRD測(cè)試的結(jié)果如圖4所示，其中A曲線(xiàn)代表組織如圖2所示;B曲線(xiàn)代表組織如圖3所示.從XRD的曲線(xiàn)可以看到，A曲線(xiàn)顯示γ峰值很強(qiáng)，α峰值極弱，幾乎消失不見(jiàn)，這說(shuō)明8Ta合金經(jīng)過(guò)單相區(qū)固溶處理及其隨后的空冷處理，獲得到了單一的γ塊狀組織，圖2證實(shí)了這一點(diǎn).B曲線(xiàn)與A曲線(xiàn)相比，其γ峰值明顯降低，α峰值增強(qiáng)，說(shuō)明在雙相區(qū)退火處理時(shí)，部分Massive γ轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，并形成由α2+γ層片交互排列的“旋繞態(tài)晶團(tuán)組織”，如圖3和圖5a所示.

圖3 晶粒細(xì)化的8Ta合金全片層組織的光鏡圖像

圖4 塊狀γ組織和細(xì)化組織的XRD圖像

2.3 大氣熱暴露過(guò)程中8Ta合金的顯微組織變化

圖5(a)-(d)分別是8Ta合金在700℃經(jīng)過(guò)0 h、1 000 h、3 000 h、5 000 h 大氣熱暴露之后的背散射電子(BSE)顯微圖像，其中圖5a代表該合金成功地進(jìn)行晶粒細(xì)化后，在熱暴露之前的全片層晶團(tuán)組織(0 h).熱暴露1 000 h后，所獲取的細(xì)化的旋繞態(tài)α2+g晶團(tuán)顯示出明顯的融合特征:層片晶團(tuán)明顯粗化，晶團(tuán)內(nèi)α2+γ層片趨于平直.更為引人矚目的是，在粗化的晶團(tuán)界面處或者在晶團(tuán)內(nèi)部，在α2+γ層片上生成了不規(guī)整的白色塊狀組織，它們連接形成條帶，在晶團(tuán)內(nèi)彼此間隔分布.而在白色塊狀組織的內(nèi)部或者邊緣部分同時(shí)出現(xiàn)了間隔分布的黑色等軸小晶粒.從圖5(b)可以清楚看出，經(jīng)過(guò)塊狀轉(zhuǎn)變而獲得晶團(tuán)細(xì)化的8Ta合金在700℃的高溫環(huán)境中并不穩(wěn)定，在該溫度熱暴露1 000 h就明顯導(dǎo)致條束晶團(tuán)融合，粗化，內(nèi)部α2+γ層片變得平直，而且大量析出白色和黑色塊狀晶粒.這種變化的趨勢(shì)隨著熱暴露時(shí)間的增加而變得越來(lái)越明顯，如圖5(c)和5(d)所示.圖5(d)還表明，在5 000 h熱暴露后，這種在晶團(tuán)界面析出的白色和黑色相有粗化的趨勢(shì).

圖5 8Ta合金700℃熱暴露不及時(shí)間后的背散射電子掃描電鏡圖片

應(yīng)該指出，在700℃長(zhǎng)期的熱暴露導(dǎo)致的細(xì)化了的片層組織的大量粗化，這是在長(zhǎng)期熱暴露過(guò)程中非平衡組織向平衡組織回歸的一種現(xiàn)象.本項(xiàng)研究發(fā)現(xiàn):塊狀轉(zhuǎn)變的確可以細(xì)化TiAl合金的晶粒，避免了由加硼細(xì)化所形成的硬脆硼化物的不良影響.但是，這種通過(guò)快冷獲得的細(xì)晶組織，含有熱力學(xué)上非平衡數(shù)量的α2-γ兩相界面，在熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的.因此，一旦提供適當(dāng)?shù)沫h(huán)境條件使其趨向熱力學(xué)平衡，該細(xì)化合金就會(huì)出現(xiàn)層片融合和晶團(tuán)粗化的組織變化.至于發(fā)生α2+γ→B2(ω)的相變，可以推測(cè)為，該合金在該溫度，存在著一個(gè)β+α2+γ的三相區(qū)，這可能是該合金含高量的Ta的緣故.Ta是β相區(qū)穩(wěn)定元素，在Ti-46Al合金中加入8 at.%的Ta，使得高溫的β相區(qū)有可能向較低溫度區(qū)間擴(kuò)展，高溫的β相也就可能在較低的溫度區(qū)間平衡存在.當(dāng)長(zhǎng)時(shí)間的熱暴露提供向平衡發(fā)展的內(nèi)在動(dòng)力時(shí)，有序β(B2)相連帶它的附生相β就有可能通過(guò)消耗α2+γ層片而生成.

選取熱暴露前0 h和熱暴露后3 000 h的合金樣品進(jìn)行了EDX成分分析，分析的結(jié)果列于表2，所有數(shù)據(jù)均為3次測(cè)試的平均值，后面的正負(fù)值代表其誤差幅度.在熱暴露前后晶團(tuán)內(nèi)部Lamellar層片的成分均代表α2+γ層片的綜合成分，其成分值因含α2和γ層片的比例不一樣而會(huì)有較大的變化.可以看出的是，在3 000 h熱暴露后生成的白色新相，相對(duì)于Lamellar層片和黑色等軸相，明顯富含重金屬元素Ta而貧Al，而黑色等軸相明顯富含輕合金元素Al而貧Ta.白色新相(富Ta貧Al)初步判定為B2(ω)相;黑色新相(富Al貧Ta、Ti)初步判定為γ相.本文沒(méi)有對(duì)這兩個(gè)新相進(jìn)一步開(kāi)展相結(jié)構(gòu)的鑒定工作，此處僅僅是一種嘗試性的判斷，準(zhǔn)確的鑒定工作將留待今后通過(guò)透射電鏡的研究來(lái)完成.

表1 不同熱暴露時(shí)間下晶粒尺寸及B2(ω)相和等軸γ的的面積分?jǐn)?shù)

表2 合金8Ta熱暴露前后EDX成分分析結(jié)果(at.%)

從表1可以看出，隨著熱暴露時(shí)間的增加，B2(ω)相的面積分?jǐn)?shù)在增加，等軸γ相的面積分?jǐn)?shù)也同時(shí)在增加，α2+γ層片晶團(tuán)面積分?jǐn)?shù)則一直在減少，而α2+γ層片晶團(tuán)最大寬度尺寸卻一直增加.從表1還可以看出，熱暴露開(kāi)始到1 000 h時(shí)，B2(ω)相的增加速率最快，從 0增加到13.7%，α2+γ層片晶團(tuán)尺寸增加最快，從27.6 μm到72 μm，而等軸 γ相的析出和增加則在1 000 h到3 000 h的最為明顯，從3.6% 到10.3%.當(dāng)5 000 h熱暴露后，該合金中B2(ω)相面積分?jǐn)?shù)為21.8%，γ相面積分?jǐn)?shù)為13.3%.

圖6是合金8Ta在熱暴露前(0 h)和熱暴露后(5 000 h)的透射電解的明場(chǎng)圖像.從圖6a中可以看出，在經(jīng)過(guò)晶粒細(xì)化的該合金中，相鄰的γ(灰色)和α2(黑色)界面并不是相互平行的，而且γ和α2部分層片形狀也不規(guī)整，甚至呈彎曲狀態(tài).不同α2層片的厚度相差很大，最寬處達(dá)到1 μm，最窄處僅有70 nm.不同γ層片的厚度也相差很大，γ層片并不是規(guī)則的層片狀條束.從圖6b中可以看出，晶粒細(xì)化獲得的α2層片分布并不均勻，呈區(qū)域集聚的亞穩(wěn)定狀態(tài)，在持續(xù)的熱暴露過(guò)程中，集聚的α2層片容易發(fā)生分解，轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的α2+γ層片，新生成的γ/α2界面與原始的α2層片相互平行，這種分解方式或者相變方式在前面的研究中被稱(chēng)為“平行分解”［17］，屬于 α2→ α2+γ相變.圖6b白色箭頭位置可以看出平行分解生成的細(xì)小γ層片.

圖6 a and b 8Ta合金未熱暴露和熱暴露5 000 h后的透射電鏡明場(chǎng)相

2.4 熱暴露前后的拉伸性能分析

圖7為熱暴露前后的拉伸性能測(cè)試結(jié)果.從中看出，8Ta 合金在1 000 h、3 000 h、5 000 h 高溫?zé)岜┞逗?，室溫拉伸最大斷裂?yīng)力σb和0.2%條件屈服強(qiáng)度σ0.2一直在下降;8Ta合金的塑性除在1 000 h之后基本穩(wěn)定外，之后也一直下降.合金在熱暴露5000h后，條件屈服強(qiáng)度比熱暴露前下降了16.4%，塑性 δ比熱暴露之前下降了32.4%，呈現(xiàn)熱暴露弱化和脆化的趨勢(shì).熱暴露之后，8Ta合金整體表現(xiàn)出性能衰退的趨勢(shì).這和熱暴露導(dǎo)致晶團(tuán)明顯粗化和析出較多的B2(ω)和γ晶粒有直接的關(guān)系.

圖7 8Ta合金熱暴露前后室溫拉伸性能

3 結(jié)論

1)鑄造8Ta合金經(jīng)一種專(zhuān)門(mén)設(shè)計(jì)的組合熱處理(熱等靜壓，α單相區(qū)固溶處理+空冷，雙相區(qū)退火)可以有效細(xì)化晶粒，得到晶團(tuán)細(xì)小的“旋繞態(tài)”α2+γ全片層組織.

2)長(zhǎng)期熱暴露試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，這樣晶粒細(xì)化的8Ta合金在熱力學(xué)上不夠穩(wěn)定.長(zhǎng)期的熱暴露會(huì)導(dǎo)致細(xì)化的晶團(tuán)重新通過(guò)融合而明顯粗化，并在晶內(nèi)，晶界上析出多量的條帶狀B2(ω)和等軸γ相.

3)伴隨著晶粒粗化和條帶狀B2(ω)+等軸γ相的析出，該8Ta合金室溫拉伸斷裂強(qiáng)度和條件屈服強(qiáng)度有所降低;塑性整體呈下降態(tài)勢(shì)，熱暴露5 000 h后，條件屈服強(qiáng)度比熱暴露前下降了16%，塑性比熱暴露前下降了約三分之一.

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