Ti₂AlNb合金是以具有正交结构O相^[1]为基体的Ti-Al系金属间化合物合金, 在650-750℃具有较好的强度、塑韧性、抗蠕变性能, 且密度低, 因此Ti₂AlNb合金在航空发动机热端部件有着很强的应用潜力^[2-4]。

Ti₂AlNb合金化程度高, 在熔炼过程中易出现宏观成分偏析, 在凝固过程中易出现缩孔、疏松等铸造缺陷, 室温塑性低且离散度大。目前制备Ti₂AlNb合金构件的主要方法^[5-7]为铸锭热变形+机加工的方法, 锻造遗传组织分布不均匀易导致后续机加工产生裂纹。近些年来, 随着粉末冶金技术的发展, 通过预合金粉末热等静压工艺(hot isostatic pressing, HIP)制备Ti-Al系合金受到越来越多研究机构的关注^[8-10]。采用粉末冶金近净成形工艺能够解决铸造和变形Ti-Al系合金宏观成分偏析和微观组织不均匀^{[11, 12]}等问题, 突破了铸锭尺寸和热变形设备的局限对变形Ti-Al系合金形状及尺寸的限制, 可以成型大尺寸复杂构件且材料成分、微观组织均匀、性能一致性好。

本文采用气体雾化法制备了Ti₂AlNb预合金粉末, 通过包套热等静压工艺制备出粉末Ti₂AlNb合金。分析了固溶和时效热处理工艺制度对粉末Ti₂AlNb合金相组成、显微组织和拉伸性能的影响。在确保材料室、高温力学性能的基础上优化了热处理工艺窗口, 提高了材料的高温持久寿命。

1 实验方法

采用无坩埚感应熔炼超声气体雾化法(electrode induction melting gas atomization, EIGA)制备了Ti-22Al-24Nb-0.5Mo预合金粉末。采用 Mastersizer 2000型激光粒度仪测试了粉末的粒度分布。采用EPMA-1610型电子探针微分析仪将不同粒径的Ti₂AlNb预合金粉末沿着粉末截面的直径方向进行EPMA定量线扫分析 (Al与Nb), 每个粉末颗粒的测试点不少于10个。

粉末合金的制备过程: 在大气环境中将Ti₂AlNb预合金粉末装入圆柱形低碳钢包套内, 经过振实、真空除气和封焊等过程得到热等静压坯料^{[13, 14]}, 热等静压致密化成型在QIH-21型热等静压炉中进行。利用S-3400N型扫描电镜(SEM)和OLS4000型激光共聚焦显微镜观察致密化后的Ti₂AlNb粉末压坯的显微组织。在Shimadzu型拉伸实验机上进行室温及高温拉伸实验, 在SANS-GWT 105型高温蠕变持久试验机进行高温持久实验。拉伸、持久试样形状及尺寸参照北京航空材料研究院标准Q/6S 977-2004《金属力学性能试样图册》。

2 结果与讨论

2.1 预合金粉末的表征

粉末的形貌, 特别是粒度分布等工艺性能直接影响粉末的振实密度及后续的热等静压致密化行为, 为此我们测试了预合金粉末的粒度分布。图1为本文制备的Ti₂AlNb预合金粉末的独立粒度分布图。从图1可以看出: 粉末的粒度主要分布在50-350 μm, 平均粒度为100 μm左右, 粒度分布曲线接近正态分布, 这种大小颗粒混合分布的粉末有利于粉末的填充和振实以及后续的热等静压^[14]。

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图1   Ti₂AlNb预合金粉末的独立粒度分布图

Fig.1   Differential size distribution of Ti₂AlNb pre-alloyed powder

Ti₂AlNb合金化程度高, Al和Nb含量均超过20% (原子分数, %, 下同), 在粉末气体雾化过程中可能会出现成分偏析, 分析预合金粉末化学成分均匀性十分必要。图2给出了不同粒径的Ti₂AlNb预合金粉末颗粒的EPMA线扫描图。由图2可以看出, 不同粒径的粉末均存在着Al与Nb的偏析(如图2中的误差棒); 相对于小颗粒粉末, 大颗粒粉末中的偏析更为严重, 这是由于颗粒尺寸越大凝固速率越小^[15]。由图2可知Al与Nb主要元素的成分波动均在1%以内, 属于显微偏析。本文采用的预合金粉末平均粒度为100 μm左右, 化学成分与名义成分吻合。因此, 相对于铸造及锻造工艺途径发生的宏观偏析^{[11, 12]}, 采用粉末热等静压致密化成型更加容易获得晶粒细小、组织与成分均匀的Ti₂AlNb合金。

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图2   不同颗粒的Ti₂AlNb预合金粉末的Al和Nb显微偏析

Fig.2   Micro-segregation of Al and Nb for Ti₂AlNb pre-alloyed powder with different particle sizes

2.2 热等静压温度对粉末Ti₂AlNb合金冶金质量的影响

程文祥等人^[16]通过大量的实验研究发现, 热等静压工艺参数(温度T、压力P、时间t)中, 温度T对粉末钛合金材料的组织与性能影响最为显著, 本文分析了热等静压温度对粉末Ti₂AlNb合金致密化程度的影响。结合Ti₂AlNb合金相图和典型热机械变形温度, 在α₂+B2+O三相区选取的热等静压温度是980℃, 在α₂+B2两相区选取的热等静压温度分别是1010℃和1030℃。图3给出了不同热等静压温度下的粉末Ti₂AlNb合金显微组织。从图3中可以看出: 在980℃/140 MPa/3 h下进行热等静压致密化, 粉末压坯内部能够发现明显的原始颗粒边界。这是由于热等静压温度低, 预合金粉末在制备过程中表面可能存在表面沾污层(通常为氧化物薄膜^[17]), 表面污染的粉末颗粒来不及充分变形、破碎、扩散并露出新鲜的颗粒表面形成良好的冶金结合。经过1010℃/140 MPa/3 h热等静压的粉末压坯, 其原始颗粒边界不明显。经过1030℃/140 MPa/3 h热等静压的粉末压坯, 其原始颗粒边界基本消除, 粉末颗粒之间完全熔合。

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图3   不同热等静压温度下的粉末Ti₂AlNb合金显微组织

Fig.3   Microstructures of PM Ti₂AlNb alloy after HIPing at 980℃/140 MPa/3 h (a), 1010℃/140 MPa/3 h (b), and 1030℃/140 MPa/3 h (c)

由于制备工艺(粉末表面吸附的气体和粉末/包套体内部残留的气体无法彻底通过真空除气工艺去除)和氩气雾化形成的空心粉末的影响, 以及包套对粉末压坯的屏蔽效应会影响粉末的充分致密化(shielding effect^{[16, 17]}), 因而粉末合金中难以彻底消除孔隙缺陷, 分析孔隙对粉末合金冶金质量的影响意义重大。热等静压工艺参数选择不当会放大屏蔽效应, 容易形成孔隙, 进而恶化合金的性能。采用X-ray Micro Computed Tomography (Micro-CT) 测试粉末合金内部的孔隙分布^{[18, 19]}, 每个粉末压坯分析区域大小均为682 mm×682 mm×682 mm。图4给出了不同热等静压温度下的粉末Ti₂AlNb合金内部孔洞大小及分布。从图4可以看出, 经过1030℃/140 MPa/3 h热等静压后粉末压孔隙缺陷的尺寸及数量显著减少, 而且经过1030℃/140 MPa/3 h热等静压的粉末压坯, 其原始颗粒边界基本消除, 粉末颗粒之间完全熔合, 本文实验条件下优选1030℃作为热等静压温度。

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图4   不同热等静压温度下的粉末Ti₂AlNb合金内部孔洞大小及分布

Fig.4   Porosity distribution of PM Ti₂AlNb alloy under different HIP circles

2.3 热处理对粉末Ti₂AlNb合金力学性能的影响

已有研究结果^{[1, 20-22]}表明, Ti₂AlNb合金在温度变化时, 会发生α₂相和O相转化为B2相, 相变过程可逆, 这使得合金的力学性能对显微组织与相组成变化敏感, 且Ti₂AlNb合金中B2/β相含量-温度变化曲线斜率较传统钛合金以及Ti₃Al基合金小, 使得Ti₂AlNb合金的热处理工艺窗口调整范围更加宽泛, 客观上造成了优化热处理工艺窗口的困难^[23]。因此, 分析热处理工艺制度(固溶温度和时效温度)对Ti₂AlNb合金相组成、显微组织、拉伸及高温持久性能的影响, 优选适合粉末Ti₂AlNb合金的热处理工艺制度非常必要。

2.3.1固溶温度对粉末Ti₂AlNb合金室温拉伸性能的影响 将经1030℃/140 MPa/3 h热等静压的粉末冶金Ti₂AlNb合金压坯进行固溶热处理, 分析固溶温度T对粉末冶金Ti₂AlNb合金拉伸性能的影响。图5给出了固溶温度对粉末Ti₂AlNb合金室温拉伸性能的影响。从图5可以看出, 在整个固溶温度范围内(900-1050℃), 屈服强度和抗拉强度随着固溶温度的升高先升后降, 在1020℃时达到极大值; 延伸率随着固溶温度的升高先升后降, 在930℃时达到极大值, 在1050℃时延伸率最低。

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图5   固溶温度对粉末Ti₂AlNb合金室温拉伸性能影响

Fig.5   Effect of solution temperature on RT tensile properties of PM Ti₂AlNb alloys

图6是粉末冶金Ti₂AlNb合金显微组织随固溶温度升高的演化图谱。随着固溶温度的升高(900-950℃), 合金主要由α₂相、O相和B2相组成。α₂相含量减少, 次生板条O相含量减少, B2相含量增加, O/B2相板条数量减少, 使O/B2相界面减少, 即裂纹形核位置减少, 有利于塑性的提高和强度的增加。当固溶温度进一步升高(950-1050℃), 合金主要由α₂相和B2相组成, O相和α₂相转变为B2相, B2相含量不断增加, B2相有序性增强, 协同交互作用的结果是塑性降低和强度的增加^[11]。从图5可知, 当固溶温度为950℃时, 材料的强度较低、塑性较高, 固溶温度达到1050℃时, 材料塑性急剧降低已经失去了工程应用意义。为了使粉末冶金Ti₂AlNb合金具有较好的强度与塑性匹配, 优选980℃为固溶热处理温度。

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图6   固溶温度对粉末冶金Ti₂AlNb合金显微组织的影响

Fig.6   Effect of solution temperature on the microstructure of PM Ti₂AlNb alloys, (a) 900℃, (b) 930℃, (c) 980℃, (d) 1020℃

2.3.2时效温度对粉末冶金Ti₂AlNb合金拉伸及持久性能的影响 表1、图7和8给出了典型的热处理工艺制度对粉末Ti₂AlNb合金显微组织、拉伸与高温持久寿命的影响。仅经过980℃/2 h/AC固溶热处理, 合金的显微组织为由α₂+B2相组成的等轴组织, 其室温强度和650℃强度高、塑性好, 但650℃/360 MPa条件下的持久寿命低; 经过1200℃/2 h/FC+760℃/14 h/AC固溶时效热处理, 合金的显微组织为由α₂+B2+O相组成的魏氏组织^{[3, 11]}, 其650℃/360 MPa条件下的持久寿命高, 但室温强度与塑性低, 失去了工程应用价值。经过980℃/2 h/AC固溶+(880-900℃)/24 h/AC时效的热处理制度得到了由α₂+B2+O相组成的板条组织, 其室温、650℃强度、塑性与650℃/360 MPa条件下持久性能匹配良好, 接近变形合金^[11]。

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图7   时效温度对粉末冶金Ti₂AlNb合金显微组织的影响

Fig.7   Effect of aging temperature on the microstructure of PM Ti₂AlNb alloys, (a) 800℃, (b) 850℃, (c) 900℃

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图8   时效温度对粉末冶金Ti₂AlNb合金O相尺寸的影响

Fig.8   Effect of aging temperature on the size of orthorhombic phase microstructure of PM Ti₂AlNb alloys, (a) 800℃, (b) 850℃, (c) 900℃

粉末Ti₂AlNb合金的室温及650℃屈服与抗拉强度随着时效温度的升高而降低, 这是由于随着时效温度的增加, 发生了两种性质不同的α₂→B2和O→B2的可逆相变^{[1, 20-23]}, 强度高、塑性低的α₂相与强度高、蠕变抗力强的O相体积分数不断降低, 塑性好的B2相体积分数不断增加, 组织演化如图7所示。由于本文采用气体雾化法制备Ti₂AlNb预合金粉末, 在制粉过程中冷却速率极大(约10³-10⁵ K/s), 在凝固过程中积累了大量的化学势, 形成了亚稳的显微组织; 粉末合金的热处理工艺窗口相对较宽, 显微组织易于设计与调控, 也正是粉末冶金合金的特性。

随着时效温度的升高, 粉末Ti₂AlNb合金室温延伸率不断增加, 650℃下的延伸率先增加后降低, 在850℃时效时达到极大值, 可能与动态应变时效有关, B2相本身作为一种亚稳定有序相, 随着拉伸温度的升高, 它的稳定性和有序性都将发生变化, 也有可能造成合金塑性的降低^[24]。

从表1可以看出, 具有等轴组织的粉末Ti₂AlNb合金持久寿命低, 具有板条组织的合金持久寿命高, 可见O相在提高粉末合金持久性能上起了重要作用。结合扫描电子显微镜中BSE成像对次生O相板条的观察可知, 随着时效温度的升高, α₂相体积分数减少、α₂相尺寸增加、O相板条粗化, 板条长度增加。当时效温度增加至900℃时, 晶界处的α₂相部分转变成O相, 从而提高了材料的塑性, 实验结果如图7和8所示。

结合上述分析可知, 在980℃/2 h/AC+800℃/24 h/AC热处理条件下虽然得到了板条组织, 但其持久寿命甚至比980℃/2 h/AC热处理条件下得到的等轴组织持久寿命还低, 因此影响粉末Ti₂AlNb合金持久性能的因素并非单一的O相, 而是α₂相、B2相、O相三者交互作用。

采用激光共聚焦成像、SEM-BSE成像和Image-Pro Plus 5.0图像分析软件, 统计在不同时效热处理工艺制度下获得的粉末Ti₂AlNb合金中α₂相体积分数V_m(α₂)、α₂相长度r(α₂)、B2相体积分数V_m(B2)、次生O相体积分数V_m(O)、次生O相板条长度r(O)与宽度λ(O), 采集的视场不少于10个, 结果如表2所示。

从表2可知, 在一定时效温度范围(800-900℃)内, 粉末Ti₂AlNb合金的持久寿命随着时效温度的升高而升高。为了研究粉末Ti₂AlNb合金在不同时效状态下显微组织中α₂、B2相与O相的体积分数及尺寸的变化规律, 并分别找出影响粉末合金持久寿命的主要与次要因素, 确保材料综合性能的匹配, 本文采用Matlab软件对不同时效温度下的V_m(α₂)、V_m(B2)、V_m(O)、r(α₂)、r(O)、λ(O)的显微组织因素对粉末Ti₂AlNb合金在650℃/360 MPa实验条件下的持久寿命L的影响程度进行偏最小二乘回归分析^[25]。本节持久寿命研究案例中自变量矩阵为不同时效温度下的V_m(α₂)、V_m(B2)、V_m(O)、r(α₂)、r(O)、λ(O), 因变量矩阵为持久寿命L, 经过Matlab 软件计算后将影响因变量持久寿命L显著程度的自变量V_m(α₂)、V_m(B2)、V_m(O)、r(α₂)、r(O)、λ(O)进行排序, 实验结果如表3所示(＋代表正相关, －代表负相关, ＋与－越多表明影响越显著)

由表3和本文前面分析结果可以看出, 影响粉末Ti₂AlNb合金持久寿命的因素依次是: 次生O相板条尺寸宽度>α₂相体积分数>次生O相板条长度>B2相体积分数>α₂相尺寸及O相体积分数, 其中α₂相体积分数与持久寿命呈显著的负相关关系。结合表2可知, 当时效温度较低时(800-850℃), 随着时效温度的增加, 次生O相板条宽度不断增加、次生O相板条长度不断增加、α₂相体积分数不断降低, 协同交互作用的结果是其持久寿命不断增加; 当时效温度较高时(850-900℃), 次生O相板条宽度、长度、α₂相体积分数均十分接近, B2相体积分数及α₂相尺寸对持久寿命的提升起到至关重要的作用。因此, 影响粉末Ti₂AlNb合金持久寿命的因素是多方面因素协同影响的结果而并非单一因素起主导作用。

3 结论

1. 通过包套热等静压工艺制备出的粉末Ti₂AlNb合金晶粒细小均匀、冶金结合良好; 室温、高温拉伸性能和持久寿命与变形合金具有可比性, 表明采用粉末冶金工艺能够获得综合性能优良的Ti₂AlNb粉末合金。

2. 影响粉末Ti₂AlNb合金持久寿命的因素依次是: 次生O相板条尺寸宽度、α₂相体积分数、次生O相板条长度、B2相体积分数、α₂相尺寸及O相体积分数, 其中α₂相体积分数与持久寿命呈显著的负相关关系。

2013年12月31日收到初稿; 2014年3月6日收到修改稿。