李林，劉立斌，章立鋼

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Ti-Al-Nb三元系1 100 ℃等溫截面的研究

李林，劉立斌，章立鋼

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

采用電弧熔煉法制備17個不同成分的Ti-Al-Nb三元合金樣品，在1 100 ℃退火1 080 h后取出，在冰水中淬火。利用掃描電鏡(SEM)、電子探針(EPMA)和X射線衍射(XRD)等手段對退火后的合金樣品進行分析，研究Ti-Al-Nb三元系1 100 ℃等溫截面，確定該截面下(Al摩爾分數(shù)為0~75%成分區(qū)間)的9個單相區(qū)、15個兩相區(qū)和7個三相區(qū)，并與Witusiewicz與Cupid的優(yōu)化計算結果進行比較。結果表明，本研究所得1 100 ℃等溫截面的Al摩爾分數(shù)為30%~60%的成分區(qū)間與Witusiewicz和Cupid的計算結果存在明顯差異。采用實驗方法確定了Ti-Al-Nb三元系1 100 ℃等溫截面與計算結果不同的α2+β+γ和β+γ+σ兩個三相區(qū)以及β+γ兩相區(qū)。

TiAl合金；金屬間化合物；相圖；微觀結構；等溫截面

TiAl 金屬間化合物密度低，高溫下具有良好的力學性能，是一種非常有應用潛力的新型高溫結構材 料[1?2]。Nb作為TiAl基合金的添加元素不但可以有效提高其抗高溫抗氧化性能，而且可進一步提高合金的力學性能[3?6]。Ti-Al-Nb三元系含有很多有潛力的金屬間化合物，它們可用來制備力學性能優(yōu)異的合金[2]。最近，人們研究了Ti-Al-Nb三元系在800 ℃以上的潛力合金[7]，這些合金包含的多種組織，例如γ-TiAl，α2-Ti3Al，O-Ti2NbAl，σ-Nb2Al和β有序固溶體，均可作為高溫應用的候選材料[2, 8?10]。關于Ti-Al-Nb相圖的信息對于鈦合金的設計和制造是不可或缺 的[11?12]。三個子二元的相圖，即Ti-Al[13?15]，Ti-Nb[16?17]和Al-Nb[18]已得到很好地研究和優(yōu)化。目前，也有用熱力學方法優(yōu)化Ti-Al-Nb三元相圖的報道[15, 18?23]。2009年WITUSIEWICZ[18]和CUPID[19]都采用CALP- HAD(即calculation of phase diagram)方法優(yōu)化了Ti-Al-Nb三元相圖，但它們的結果有很大的差異，包括在1 000 ℃以上的α，β和γ相的平衡。本文作者采用電弧熔煉法制備17個Al摩爾分數(shù)為0~75%的Ti- Al-Nb合金樣品，在1 100 ℃退火1 080 h后取出，在冰水中淬火，用掃描電鏡(SEM)，電子探針顯微分析(EPMA)和X射線衍射(XRD)對退火合金進行檢測，根據合金中發(fā)生相變時相變發(fā)生的點和邊界進行推斷來測量合金相圖，研究Ti-Al-Nb體系在1 100 ℃的相平衡，豐富了航空用鈦合金的基礎研究數(shù)據。表1所列為文獻普遍采用的Ti-Al-Nb三元系物相晶體結構[18]。

1 實驗

以金屬Ti、Al和Nb為原料(純度均為99.99%，由中國金鈺研材料科技股份有限公司生產)，采用電弧熔煉法制備17個不同成分的Ti-Al-Nb合金樣品，每個樣品的質量限制在6 g，合金樣品編號及其成分與物相組成列于表2。首先通過分析天平稱量金屬Ti、Al和Nb原料，倒入銅坩堝內(為了避免熔煉過程中鋁的質量損失過大，需要先將純鋁棒放在銅坩堝底部，然后將純鈮和純鈦棒覆蓋在鋁棒上)，在電弧爐內氬氣氣氛下進行熔煉，用純鈦作為吸氧劑，低電流起弧時電弧先接觸熔煉鈦和鈮，熔融的鈦鈮合金將鋁包裹住，然后加大電流使整個合金熔成紐扣狀。為了確保熔煉合金的均勻性，至少重復熔化4次，每次熔化前將樣品翻轉。熔煉后樣品的質量損失率不超過1%。將得到的鈕扣合金樣品密封在高純度氬氣石英管中，1 100 ℃退火1 080 h后，將合金取出，在冰水中淬火。

表1 Ti-Al-Nb體系常用相及其晶體結構[18]

表2 用EPMA法測定的1 100 ℃下的Ti-Al-Nb平衡相組成與各相的成分

Note: Nb content in different phases(Nb)=100%?(Al)?(Ti)

將退火后的樣品拋光，用JEOL JXA-8530F電子探針微量分析(EPMA)對合金的化學成分以及各相的化學成分進行測定，成分分析的標準偏差為±0.5%(摩爾分數(shù))，檢測出各相中Ti，Al，Nb的質量分數(shù)在97%~103%之間，可以忽略樣品與石英管反應的影響。用Rigaku D-max/2500X輻射射線衍射儀對一些選定的退火合金樣品進行XRD分析，CuKα靶，在電壓為40 kV，電流200 mA下操作。用Jade 6.0對合金的各組成相進行晶體結構分析。

2 結果與討論

通過EPMA分析，得到表2所列的Ti-Al-Nb合金在1 100 ℃下平衡狀態(tài)的化學成分以及各相的化學成分。圖1所示為A2#，A4#和A3#合金樣品的背散射電子顯微(BSE)圖片和XRD譜，由表2和圖1可知，A2#合金樣品為α2，β和σ 三相平衡，A4#樣品包含α2，σ和γ這三相。A3#合金樣品為σ和α2兩相平衡。

圖1 1 100 ℃退火后的Ti-Al-Nb合金B(yǎng)SE圖和XRD譜

(a), (b) A2#; (c), (d) A4#; (e), (f) A3#

圖2所示為1100℃退火后的A1#，A14#，A8#，A9#，A5#，A13#，A15#，A16#和A17#合金樣品的SEM背散射電子顯微照片，A1#和A14#樣品分別為β+δ+σ和γ+σ+ε三相平衡，A8#，A9#，A5#，A13#，A15#，A16#和A17#合金樣品分別為β+δ，δ+σ，α2+γ，γ+σ，ε+σ，γ+ε和ε+η兩相平衡。

圖2 1 100 ℃退火合金的掃描電鏡BSE圖

(a) A1#; (b) A14#; (c) A8#; (d) A9#; (e) A5#; (f) A13#; (g) A15#; (h) A16#; (i) A17#

圖3(a)為本研究得到的1 100 ℃等溫截面以及該截面的共軛線和三相區(qū)。圖3(b)和(c)分別為WITUSIE- WICZ[18]和CUPID[19]計算得到的1 100 ℃等溫截面。本研究確定了α2+β+σ和α2+σ+γ兩個三相區(qū)以及σ+α2兩相區(qū)，而WITUSIEWICZ[18]和CUPID[19]的計算結果在該區(qū)域為α2+β+γ和β+γ+σ兩個三相區(qū)以及β+γ兩相區(qū)，這可能是由該截面優(yōu)化時所采用的實驗數(shù)據不充分所致。本研究所確定的β+σ+δ和γ+σ+ε這兩個三相區(qū)與WITUSIEWICZ[18]和CUPID[19]的計算結果一致，但位置有差異，這是由WITUSIEWICZ[18]和CUPID[19]優(yōu)化計算時所采用的實驗數(shù)據之間的差異所致。

圖3 Ti-Al-Nb合金1 100 ℃等溫截面

(a) The tie-lines, the tie-triangles and the 1 100 ℃ isothermal section of phase diagram identified by the present work; (b) Calculated results from WITUSIEWICZ’s work; (c) Calculated results from CUPID’s work

3 結論

1) 采用合金法和掃描電鏡、電子探針、X射線衍射等分析手段確定了Ti-Al-Nb三元系相圖1 100 ℃等溫截面(Al摩爾分數(shù)為0~75%成分區(qū)間)的9個單相區(qū)、15個兩相區(qū)和7個三相區(qū)。

2) 本研究所得的30%~60%Al成分區(qū)間與WITUSIEWICZ[18]和CUPID[19]計算的相關系存在明顯差異，確定了不同于計算結果的α2+β+γ和β+γ+σ兩個三相區(qū)以及β+γ兩相區(qū)。

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(編輯 湯金芝)

Study on isothermal section of Ti-Al-Nb ternary system at 1 100℃

LI Lin, LIU Libin, ZHANG Ligang

(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

Seventeen Ti-Al-Nb alloy samples were prepared by arc melting, annealing at 1 100 ℃ for 1 080 h, quenching in ice water. Isothermal section of Ti-Al-Nb ternary system at 1 100 ℃ were studied using X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscopy (SEM) and electron probe microanalysis (EPMA). Nine single-phase regions, fifteen two-phase regions and seven three-phase regions under the section (0?75%Al composition interval) were identified. The results show that, compared with the isothermal section of 1 100 ℃ obtained from the optimized calculation results of Witusiewicz and Cupid, there is a significant difference between experimental results (30?60%Al composition intervals) and the calculated results. The experimental results show that two three-phase α2+β+γ and β+γ+σ regions and a two-phase β+γ region of the isothermal section of 1 100 ℃ are different from the calculated results.

TiAl alloy; intermetallics; phase diagram; microstructure; isothermal section

TG146.4+16

A

1673-0224(2018)04-341-06

科技部重大專項(2016YFB0701301)

2017?12?21；

2018?02?26

劉立斌，教授，博士。電話：0731-88877732；E-mail: lbliu@csu.edu.cn