王刚
, 杨锐
WANG Gang, YANG Rui
文献标识码: A
通讯作者:
收稿日期: 2015-10-30
网络出版日期: 2016-09-27
版权声明: 2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介:
作者简介: 王 刚, 男, 1981年生, 副教授, 博士
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摘要
采用感应熔炼气体雾化法(EIGA)制备了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B (原子分数, %, 下同)和Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B 2种TiAl预合金粉末, 应用SEM, OM和DSC对预合金粉末进行表征. 对TiAl预合金粉末进行热等静压致密化处理, 随后对致密化所得TiAl合金进行热处理, 研究了不同时效温度和冷却速率对TiAl合金微观组织的影响. 结果表明, 预合金粉末的冷却速率在105~106 K/s之间, 随着冷却速率的增加, 预合金粉末雾化过程中出现β→α'的马氏体转变. DSC曲线表明, 升温过程中在700~800 ℃之间发生亚稳α2相→γ相的转变. 在热等静压过程中, 预合金粉末初始阶段随机堆积, 通过粉末颗粒流动、转动和重排实现致密度的提高. 随着温度升高α2相转变为γ相; 温度进一步升高, 粉末颗粒发生显著塑性变形, 颗粒间形成烧结颈. 随着保温时间的延长, 粉末间孔隙主要通过表面扩散、体积扩散和扩散蠕变连接方式完成闭合. Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末热等静压致密化后, 其微观组织主要为细小等轴的γ相组织, 以及少量的α2相和β相. Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B预合金粉末热等静压致密化后, 其微观组织主要为细小等轴的γ相组织, 以及少量的α2相和弥散分布的硅化物ξ-Nb5Si3. 时效温度不同, 等轴γ相、等轴α2相和α2/γ片层之间面积分数发生变化, 其变化规律主要取决于各相的Gibbs自由能变化. 冷却速率对Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B和Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金连续冷却相变有较大的影响. 对于 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B 合金, 水冷主要形成等轴α2相, 油冷、空冷和炉冷都形成全片层组织. 对于Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金, 水冷形成α2相和γm相, 油冷和空冷形成羽毛状、Widmanstätten片层和α2/γ片层混合组织, 炉冷形成全片层组织. 对比2种TiAl合金连续冷却曲线可知, Nb元素的增加使得连续冷却曲线向无扩散型转变方向发展.
关键词：
Abstract
Owing to the low density, high strength, good creep properties at elevated temperatures, TiAl alloy is considered for high temperature applications in aerospace industries. However, a major issue to the industrial applications is the alloy's intrinsic brittleness at room temperature. Therefore, extensive efforts have been made to overcome this defect by near net shape fabrication techniques. An alternative for fabricating TiAl alloy is the powder metallurgy processing of pre-alloyed powders, and by this technique TiAl alloy with fine and homogenous microstructure can be obtained. In this work, TiAl pre-alloyed powders with nominal composition Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B (atomic fraction, %) and Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B are produced by electrode induction melting gas atomization (EIGA). The pre-alloyed powders are consolidated by hot isostatic pressing (HIP). The effects of heat treatment on the microstructure of TiAl compacts and the influence of cooling rate on the solid-state transformations which occurs during continuous cooling of the TiAl compacts have been studied. It is found that the cooling rate of the pre-alloyed powders is between 105~106 K/s. As the cooling rate increases, the martensitic transformation, i.e., β→α' occurs in some fine pre-alloyed powders. The heating DSC curves indicate that the transformation from α2 phase to γ phase takes place between 700~800 ℃. During the HIP processing, the pre-alloyed powders particles randomly accumulate, and the relative density of HIP compact is increased by the particles moving, rotating and rearranging at the initial stage. As the temperature increases, α2 phase transforms into γ phase. With further temperature increasing, significant plastic deformation and the following formation of sintering necks occur in the powder particles. With the annealing time increasing, the pores between the particles are closed by means of surface diffusion, volume diffusion and diffusion creep. The microstructure of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B powder compacts consists of fine γ and a small number of α2 and β; and the microstructure of Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B powder compacts consists of fine γ phase, a small number of α2 phase and dispersed ξ-Nb5Si3 phase. The area fractions of γ phase, α2 phase and α2/γ lamellar structures vary with the annealing temperatures, depending on the Gibbs free energies of the phases. The cooling rate has a significant effect on the continuous cooling transformation of both TiAl powder compacts. For Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B alloy, the microstructure is composed of predominant equiaxed α2 phase after water cooling, but of lamellar structures after air, oil or furnace cooling. For Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B alloy, the microstructure is composed of γm phase and large α2 phase after water cooling; after oil and air cooling the alloy consists of a mix of feathery like structures, Widmanstätten laths and lamellar structures; while furnace cooling leads to fully lamellar structures. Comparing the continuous cooling transformation curves, the increase of Nb can effectively extend the continuous cooling transformation to the diffusionless area.
Keywords：
随着航空、航天等领域的发展, 对轻质、耐高温材料的要求越来越高. TiAl合金作为一种轻质高温结构材料, 因其密度低、高比强度和比弹性模量以及良好的抗氧化性和持久性能, 在航空、汽车等领域具有广阔的应用前景[1,2]. 近些年发展起来的高Nb-TiAl合金, 提高了TiAl合金的高温强度和高温抗氧化性, 使TiAl合金的使用温度提高到900 ℃. GE公司和Rolls-Royce公司在新一代发动机上应用TiAl合金替代高温合金制造低压涡轮叶片[3], 因其密度仅为高温合金密度的一半, 可实现载荷的大幅度减重, 显著提高发动机推重比. 但TiAl合金在室温条件下塑性低, 常规的铸造冶金方法会带来组织粗大、宏观和微观偏析等缺陷, 导致成形加工难度大, 加工工艺复杂、制造周期长, 加工成本增加. 为解决这一问题, 研究人员积极发展TiAl合金近净成形技术. Gussone等[4]采用选择性激光熔化技术制备Ti-44.8Al-6Nb-1.0Mo-0.1B合金, 其拉伸性能与传统方式制备的合金相当. Wang等[5]采用放电等离子烧结技术制备Ti-45Al-7Nb-0.3W合金, 同时探讨了粉末致密化机理. Wang等[6]采用陶模和离心精密复合铸造技术成功制备了Ti-47Al-2Cr-2Nb合金涡轮增压器.
预合金粉末热等静压致密化方法在消除铸造缺陷、微观组织和成分均匀及近净成形加工等方面具有显著优势, 是制备TiAl合金非常有效的途径之一. 采用热等静压致密化所制备的TiAl合金可以通过后续的热处理工艺来控制微观组织形貌, 从而满足不同的力学性能要求. 对于铸态TiAl合金, 采用热处理方式实现微观组织优化处理的研究已有大量报道[7~9], 但对热等静压致密化方法制备TiAl合金热处理工艺的研究较少, 通过热等静压致密化所制备的TiAl合金微观组织与铸态TiAl合金的也有很大区别. 因此, 系统研究热处理工艺对热等静压致密化所制备的TiAl合金微观组织的影响十分必要.
本工作采用感应熔炼气体雾化法制备2种TiAl预合金粉末并进行表征. 随后对TiAl预合金粉末进行热等静压致密化处理, 并对致密化所制备的TiAl合金进行热处理, 研究了不同时效温度和冷却速率对TiAl合金微观组织的影响规律.
采用感应熔炼气体雾化法制备Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B(原子分数, %)和Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B 2种预合金粉末, 具体工艺参数见文献[10]. 用D/Max 2400型X射线衍射仪(XRD)测定TiAl预合金粉末的相组成. 在S-3400N扫描电镜(SEM)和Axiovert200 MAT光学显微镜(OM)上对TiAl预合金粉末进行组织形貌观察. 用背散射电子(BSE)成像方式和S-3400N附件能谱仪(EDS)进行相组成分析. 应用Q1000差示扫描量热仪(DSC)对TiAl预合金粉末升温过程中的热变化进行表征. 随后对2种预合金粉末在1260 ℃, 150 MPa, 4 h条件下进行热等静压处理, 得到致密化TiAl合金. 对致密化所得TiAl合金进行时效热处理, 时效温度分别为1220, 1250, 1280, 1310和1340 ℃, 时效时间2 h. 另将2种合金随炉加热到α单相区1350 ℃, 保温30 min后, 分别水冷、油冷、空冷和炉冷到室温. 试样经过研磨、机械抛光和Kroll试剂腐蚀后, 进行微观组织观察. 采用EM420透射电子显微镜(TEM)观察样品微观结构, 工作电压为200 kV. TEM试样制备过程为: 先将试样机械减薄至60 μm, 然后再用MTP-1A型磁力驱动双喷电解减薄器减薄, 双喷液为21%HClO4+29%CH3(CH2)3OH+50%CH3OH(体积分数), 双喷时采用液氮进行冷却, 温度为-25 ℃, 工作电压为12.5 V.
图1是Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末的XRD谱. 结果表明, 预合金粉末的相组成为大量的α2相和少量的γ相. 图2a和b分别为平均直径约为400 μm的Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末和单个颗粒表面的SEM-BSE像. 图中的胞状枝晶组织主要由α2相构成, 在胞状枝晶内可以观察到B2相的原始痕迹[11], 表明在雾化过程中液相首先凝固为β相, 随后发生β→α转变. 图2c为Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末横截面微观组织OM像. 白色相为α2相, 处于胞状枝晶间的灰黑色相为γ相, γ相是由于凝固过程中发生包晶反应由α相转变而成. 在凝固过程中, 后凝固液相中Al含量高, 也会促进生成富Al的γ相[12]. 随着粉末颗粒直径减小到60 μm, 粉末颗粒具有马氏体(α'相)转变的表面浮凸特征[13,14](图2d和e), 由于α'相所占比例很低, 在XRD谱上反映不出α'相的存在. TiAl预合金粉末在雾化过程中可以按Newton冷却定律近似处理, 其瞬时冷却速率可用下式表示[15]:
式中T为熔体温度, t为时间, h为界面传热系数, ρ为TiAl合金熔体密度, cp为恒压比热容, d为预合金粉末直径, Tm为熔体的熔点温度, T0为室温. 通过式(1)计算得到不同直径Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末的冷却速率, 如图3所示. 可以看出, 平均直径为400 μm的Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末, 其冷却速率为1.2×105 K/s. 平均直径为150 μm时, 其冷却速率为3.1×105 K/s. 平均直径为50 μm时, 其冷却速率为9.3×105 K/s.
图1 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末XRD谱
Fig.1 XRD spectrum of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B pre-alloyed powders
图2 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末颗粒微观形貌
Fig.2 Low (a) and high (b) magnification SEM-BSE and cross-section OM (c) images of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B pre-alloyed powders with diameter of 400 μm, and low (d) and high (e) magnification SEM images of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B pre-alloyed powders with diameter of 60 μm
图3 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末的直径与冷却速率之间的关系
Fig.3 Relationship between powder diameter and cooling rate of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B
图4为TiAl预合金粉末升温过程中的DSC曲线. 由图可见, 在TiAl预合金粉末升温过程中存在一个明显的放热峰, Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末在730~800 ℃出现放热峰, Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B预合金粉末在700~760 ℃出现放热峰. 文献[10]表明, 当温度高于500 ℃时, TiAl预合金粉末会发生亚稳的α2相转变为γ相, 因此这个放热峰对应亚稳α2相转变为γ相.
图 4 TiAl预合金粉末在冷却速率为10 ℃/ min时的DSC曲线
Fig.4 DSC curves of TiAl pre-alloyed powders at heating rate of 10 ℃/min
图5为Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末热等静压致密化后的微观组织. 不同于铸造TiAl合金的全片层组织, 热等静压致密化微观组织为细小的等轴晶组织. 观察图5c可知, Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末在1260 ℃热等静压后的微观组织由3相构成: γ相、α2相和β相, 所占面积分数分别为90%, 8%和2%. 从表1的EDS分析可以看出, β相中Cr和W比例很高, Cr和W一般被视为β相稳定元素[16,17]. β相在高温条件下是无序的B2结构, 增加了TiAl合金的滑移系, 能够拓展TiAl合金的热加工窗口和提高材料的高温变形能力. 由图5d可以看出, 合金晶粒内部位错密度很低, 有的晶粒内部呈现无位错状态, 同时还观察到一定量的孪晶.
图6是Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B预合金粉末热等静压致密化后的微观组织. 可以看出, 该合金仍由γ相、α2相和弥散分布的硅化物相组成, 硅化物为ξ-Nb5Si3[18]. TEM像表明(图6d), 晶粒内部位错密度很低, 硅化物分布于Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金基体内(图中箭头所示区域). TiAl合金中加入Si能够促进合金表面形成连续致密的Al2O3层, 使合金表层氧化物更加均匀细小, 从而提高高温抗氧化性能[19]. ξ-Nb5Si3颗粒的存在能够阻碍位错的运动和界面迁移, 有利于提高合金的抗蠕变能力[20]. 另外, 在TiAl合金中加入Si还可以提高TiAl合金的浇注流动性并降低热裂敏感性.
图5 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末热等静压后的微观组织
Fig.5 OM (a), low (b) and high magnification SEM-BSE (c) and bright field TEM (d) images of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B pre-alloyed powders after hot isostatic pressing (HIP) at 1260 ℃ for 4 h
表1 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金不同区域的EDS分析
Table 1 EDS analysis of areas marked in
| Area | Ti | Al | Cr | Nb | W |
|---|---|---|---|---|---|
| A | 51.20 | 44.53 | 1.74 | 2.30 | 0.23 |
| B | 57.35 | 37.12 | 3.03 | 2.23 | 0.28 |
| C | 50.90 | 37.07 | 8.58 | 2.09 | 1.35 |
图6 Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B预合金粉末热等静压后微观组织
Fig.6 OM (a), low (b) and high magnification SEM-BSE (c) and bright field TEM (d) images of Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B pre-alloyed powders after HIP at 1260 ℃ for 4 h (Arrows in Figs.6c and d indicate ξ-Nb5Si3 phases)
由TiAl二元合金相图[21]可知, 对TiAl合金的热处理主要是在(α+γ)相区和高于Tα (α相转变温度)的相区内进行. 图7是Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金分别在1220, 1250, 1280, 1310和1340 ℃时效2 h后的SEM-BSE像. 随着时效温度的升高, 微观组织中等轴γ相、等轴α2相和α2/γ片层组织所占面积分数也随之发生变化. 图8是Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金中等轴γ相、等轴α2相和α2/γ片层组织的面积分数随热处理温度变化的规律. 不同温度时效后的微观组织区别主要是等轴γ相、等轴α2相和α2/γ片层之间比例的变化. 热等静压后没有经过时效热处理的TiAl合金中, γ相所占比例最高. 随着时效热处理温度提高, 等轴α2相所占比例逐渐增加, 在1250 ℃时, 等轴α2相所占比例最高. 当时效温度提高到1280 ℃, 等轴α2相所占比例开始降低, α2/γ片层组织开始逐渐增加. 低于1300 ℃时, 随着时效温度的升高, 等轴γ相所占比例逐渐减少, 等轴α2相和片层α2/γ数量都逐渐增加. 当温度高于1300 ℃时, α2/γ片层组织数量增加速率加大. 在实验温度范围内, 等轴α2相随着时效温度的升高先增加后减少.
图9是Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金分别在1220, 1250, 1280, 1310和1340 ℃时效2 h后的SEM-BSE像. 随着时效温度的升高, 等轴γ相、等轴α2相和α2/γ片层面积分数的变化规律与Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金相类似, 但在1310 ℃时效2 h后, 得到近全片层组织, 这是由于1310 ℃接近该合金的Tα.
图7 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金在不同温度时效2 h后的SEM-BSE像
Fig.7 SEM-BSE images of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B alloy annealed at 1220 ℃ (a), 1250 ℃ (b), 1280 ℃ (c), 1310 ℃ (d) and 1340 ℃ (e) for 2 h
图8 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金中各相在不同温度时效2 h后的变化
Fig.8 Phase evolution with annealing temperatures for Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B alloy after annealing for 2 h
图9 Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金在不同温度时效2 h后的SEM-BSE像
Fig.9 SEM-BSE images of Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B alloy annealed at 1220 ℃ (a), 1250 ℃ (b), 1280 ℃ (c), 1310 ℃ (d) and 1340 ℃ (e) for 2 h
图10为Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B在1350 ℃保温30 min后采用不同方式冷却后所得微观组织的OM像. 由图10a可见, 水冷后微观组织主要由等轴α2相组成. 等轴的α2相是高冷却速率下发生α→α2有序化转变的产物. 由图10b和c可以看出, 油冷和空冷后Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金中都得到片层组织. 油冷所得片层组织的晶团平均尺寸比空冷所得的细小, 二者的团簇边缘都呈弯曲的锯齿状. 在同一个片层晶团内部会观察到颜色深浅不同的片层, 这是由于片层中的γ相具有不同的晶体学取向[22]. Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金经过炉冷后同样得到全片层组织(图10d). 随着冷却速率降低, 油冷、空冷和炉冷所得全片层组织的团簇尺寸逐渐增大.
图10 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金以不同方式冷却后微观组织的OM像
Fig.10 OM images of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B alloy after water cooling (a), oil cooling (b), air cooling (c) and furnace cooling (d), respectively
图11 Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金以不同方式冷却后微观组织的OM像
Fig.11 OM images of Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B alloy after water cooling (a), oil cooling (b), air cooling (c) and furnace cooling (d), respectively
图11是Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B在1350 ℃保温30 min后以不同方式冷却后所得微观组织的OM像. 由图11a可见, 水冷后微观组织由γm相和α2相组成. γm相从α相以较快冷却速率发生α→γm转变. γm相的形核方式主要有2种, 第一种是γm形成于原始α相的晶界、孪晶等缺陷部位, 这种方式下γm与原始α相或其孪晶之间存在着Blackburn关系, 即{111}γ∥(0001)α和<110>γ∥<1120>α; 第二种是形核于先形成的γ相上, 二者具有相同的取向关系[23]. 由图11b和c可见, Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金油冷后的微观组织主要以α2/γ片层组织为主, 片层晶团内部观察到了少量Widmanstätten组织和羽毛状片层组织. Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金空冷后微观组织与油冷后相类似, 但空冷后微观组织中的羽毛状组织要多于油冷后的微观组织. Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金炉冷后得到全片层组织(图11d), 但片层团簇尺寸相对于油冷和空冷变化不明显, 片层宽度和间距略有增大.
TiAl预合金粉末封装入包套时采用振动紧实, 粉末颗粒随机堆积, 其示意图如图12a所示, 颗粒间为点接触, 颗粒间存在大量间隙. 在热等静压致密化过程中, 当温度低于亚稳α2相转变为γ相的相变温度时, 主要是通过粉末颗粒流动、转动和重排实现致密度的提高. 随着温度的升高, 当温度达到相变温度时, 开始发生亚稳α2相向等轴γ相的转变, 即在图2中所示的胞状枝晶或胞状组织转化为等轴γ相. 图13是部分致密化Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金微观组织的OM像. 可以看出, 单个预合金粉末颗粒转化为若干个等轴γ相和少量α2相. 亚稳α2相转变为γ相的过程, 首先是进行hcp→fcc晶体结构的转变. 随着温度的升高, 原子扩散迁移引起化学成分的改变, 最后fcc→L10有序化转变. hcp晶体结构转变为fcc晶体结构是通过hcp基体中的a/3 <1120> 全位错分解为a/3<1010>+层错+a/3<0110>实现, 分解生成的层错改变了hcp基体局部的(0001)基面上的堆垛序列, 即由原来的ABAB
图12 TiAl预合金粉末热等静压致密化示意图
Fig.12 Schematic of densification behavior of TiAl pre-alloyed powders in the initial stage (a), middle stage (b) and latter stage (c) of densification
TiAl合金从高于Te (共析温度)和低于Tα之间的温度区间冷却下来, 随着时效温度的升高, α相转变为α2/γ片层数量增加, 相应的通过α相有序化转变为α2相数量减少(图8). 因此, 在这个温度区间内2种反应存在竞争关系, 优先权取决于合金中各相的Gibbs自由能的高低[27]. 在高于某一温度时, γ相Gibbs自由能高于其在合金体系中的平衡值, γ相开始消溶, 富Al的α相形成. 由于Al的富集, 更利于发生α相向α2/γ片层转变, 因此在高于某一临界温度后, α2/γ片层数量迅速增加. 对于本工作的Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金来说, 其临界温度值在1280~1310 ℃之间. 对于Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金, 其临界温度值在1250~1280 ℃之间.
图13 部分致密化Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金微观组织的OM像
Fig.13 OM image of partly densitified Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B alloy
TiAl合金从α单相区连续冷却, 由于冷却速率不同, 会发生不同的转变反应. 根据相变过程中扩散参与的方式, 可以将TiAl合金的相变分为长程扩散和无扩散2种类型. TiAl合金水冷条件下的有序化转变会发生成分上的改变, 这就需要合金元素的长程扩散. 研究[28]表明, TiAl合金的片层转变为形核及长大方式, 原子通过台阶机制扩散迁移, 而TiAl合金块型转变为无扩散型的非队列转变, 仅需要原子在新相生长界面处重新排列, 以实现晶格类型的转变. 图14是2种TiAl合金的连续冷却曲线(CCT)示意图. 对于Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B合金, 其连续冷却曲线均为长程扩散相关的转变. 对于Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金, 其冷却曲线出现了无扩散型的块型转变和中间过渡区域, 即形成羽毛状组织和Widmanstätten片层组织. 对比2种TiAl合金连续冷却曲线可知, Nb的增加使得连续冷却曲线向无扩散型转变方向发展.
图14 TiAl 合金的CCT曲线示意图
Fig.14 Schematic CCT curves of Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B (a) and Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B (b) alloys (WQ—water quenching, OQ—oil quenching, AC—air cooling, FC—furnace cooling, Tα—α phase transus temperature, F—feathery structure, W—Widmanstätten structure, L—lamellar structure)
(1) 气体雾化TiAl预合金粉末的冷却速率在105~106 K/s之间, 随着冷却速率的增加, TiAl预合金粉末雾化过程中出现β→α'的马氏体转变.
(2) TiAl预合金粉末热等静压致密化后, 其微观组织主要为细小等轴的γ相组织以及少量的α2相和β相. 随着时效温度不同, 等轴γ相、等轴α2相和α2/γ片层之间面积分数发生变化, 其变化规律主要取决于各相的Gibbs自由能变化.
(3) 冷却速率对Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B和Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金连续冷却相变有较大的影响. 对于 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B 合金, 水冷主要形成等轴α2相, 油冷、空冷和炉冷都形成全片层组织. 对于Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金, 水冷形成α2相和γm相, 油冷和空冷形成羽毛状、Widmanstätten片层和α2/γ片层混合组织, 炉冷形成全片层组织. 对比2种TiAl合金连续冷却曲线可知, Nb的增加使得连续冷却曲线向无扩散型转变方向发展.
The authors have declared that no competing interests exist.
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