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1 前言
ＴｉＡｌ基合金以其高的比强度,比刚度及较好的高温性能,越来越受到人们的重视。然而,该材料同时也存在着室温脆性及900℃以上抗氧化性能不足等问题[1]。添加合金元素对改善材料性能具有重要意义。研究表明,添加适量Ｃｒ可以提高其延性[2,3];添加难熔金属Ｎｂ元素可以改善其高温抗氧化性能[4,5]。因而,Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ合金便成为了第二代改良型ＴｉＡｌ基合金的代表,受到了较广泛的研究[6-8]。粉末冶金方法由于能够制备组织细小均匀,无疏松,缩孔及成分偏析等缺陷的合金材料,在ＴｉＡｌ基合金制备中也有广泛的应用。但由于ＴｉＡｌ基预合金粉末制备上的困难和价格上的昂贵,采用元素粉末无疑是一种廉价的手段。目前,国内外在元素粉末冶金ＴｉＡｌ基合金的制备上主要是采用机械合金化,热挤压和热等静压相结合的方法[9,10],但这些方法在工艺上都比较复杂,且不利于零部件的近终成形。本文将研究采用粉末冶金高温热压和热等静压相结合的方法合成Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ合金的工艺及材料显微组织特性,探索采用该工艺制备ＴｉＡｌ基合金的可行性,同时研究采用热等静压工艺对材料的显微组织和相成分的影响。
2 材料制备
将元素Ｔｉ粉,Ａｌ粉,Ｃｒ粉(粒度均为45μｍ),Ｎｂ粉(粒度(100μｍ)按Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ(ａｔ%)配比混合,在球磨筒中混合4ｈ,转速为120ｒ/ｍｉｎ。在普通压机下,将混合好的原料单向压制成约Φ18ｍｍ×30ｍｍ的圆柱样,压坯压力采用600ＭＰａ。压制密度约为76%理论密度。将压坯置于石墨模中,采用Ａｒ气气氛,流量为2Ｌ/ｍｉｎ,升温速度约100Ｋ/ｍｉｎ,分别在1200℃,1300℃温度下热压1ｈ,均先在800℃保温0.5ｈ,然后开始加压,压力为40ＭＰａ。采用这种工艺的原因是防止热压过程中液体Ａｌ的溢出,而在800℃下保温可以让熔化的Ａｌ与Ｔｉ反应。由于液体Ａｌ与Ｔｉ的反应速度很快,液体Ａｌ很快被消耗掉,因此在随后的加压烧结过程中就不会发生Ａｌ的溢出。热压后的样品再经过热等静压(1250℃,160ＭＰａ,4ｈ)。采用阿基米德法测量密度,并通过制样,采用光学显微术,ＳＥＭ,ＥＤＡＸ,ＸＲＤ分析显微组织,相组成和成分。
3 结果和讨论
经过高温热压后的材料具有很高的致密度,残余孔隙直径约10μｍ,且均为闭孔隙。由阿基米德法测量的Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ密度为:1200℃热压的材料,3.98ｇ/ｃｍ3;1300℃热压的材料,4.00ｇ/ｃｍ3;而经过热等静压后上述材料的密度均为:4.01ｇ/ｃｍ3。
图1 在不同温度下热压后的Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ合金的显微组织(ａ)1200℃,1ｈ;(ｂ)1300℃,1ｈ
图1显示的是经过不同温度热压后材料的显微组织。经过1200℃热压后的ＴｉＡｌ基合金的显微组织主要由岛状的α2相,α2/γ层片状晶团和细小等轴状组织组成,还存在一些反应未完全的组织,如图1ａ所示。经过1300℃热压后的ＴｉＡｌ基合金的显微组织为近全层状组织,还存在少量的γ相晶粒,同时也存在一些反应未完全的组织;该组织中层片状晶团的平均尺寸为60μｍ,如图1ｂ所示。图中的腐蚀不均匀主要是由于成分的不均匀所致。
ＥＤＡＸ面分析表明在α2/γ层片组织中Ｃｒ,Ｎｂ元素的分布基本均匀,如图2所示。Ｃｒ,Ｎｂ元素的加入有助于降低ＴｉＡｌ基合金的Ｔα温度,增加合金在高温时α相的含量[6]。冷却时,γ板条将从α或α2相中按照严格的位相关系析出:<110>γ//[120]α//{111}γ//(0001)α,因此在1300℃能得到近全层片组织的ＴｉＡｌ基合金。但是在局部存在合金化元素Ｎｂ的扩散不完全,如图3ａ所示。图中的块状物为原来的Ｎｂ颗粒,在其周围呈放射状分布着大量的树枝状物。颗粒内部仍含有大量的Ｎｂ(74%,以下为原子分数),周围树枝状物中的Ｎｂ含量较少(27%),而树枝状物中间的灰色相约含Ｎｂ10%,如图3ｂ-ｄ所示。这表明反应过程中,Ｎｂ向周围扩散,但是由于有的颗粒太大,而且固相扩散的速度比较慢,因此在短时间内不能完全固溶到周围基体中去。而在周围富Ｎｂ处出现Ｔｉ-Ａｌ-Ｎｂ析出相,因为这种组织与高Ｎｂ(10%)的钛铝合金的组织很相象[11]。另外还发现残余的Ｎｂ颗粒内Ａｌ元素含量高于Ｔｉ的含量;而在颗粒外则相反。这主要是由于Ａｌ元素的扩散速率要高于Ｔｉ元素。
图2 在1300热压后Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ材料层片组织的成分分析(ａ)Ｃｒ元素的面分布;(ｂ)Ｎｂ元素的面分布
图3 Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ合金中的不完全扩散及能谱分析(ａ)Ｎｂ的不完全扩散(ｂ)颗粒中部(ｃ)树枝状相(ｄ)灰色相
图4显示的是ＨＩＰ后Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ合金的显微组织。在这两种组织中反应未完全组织已大大减少了,只在少数区域由于原始Ｎｂ颗粒太大,仍然存在。在1200℃热压的样品经过ＨＩＰ后,显微组织形貌改变不大,但是,α2/γ层片晶团的体积分数已大大增加了;而在1300℃热压的样品经ＨＩＰ后,一方面层片组织中的成分更均匀,这从样品的腐蚀情况可以看出;另一方面层片晶团也发生了长大,平均尺寸约80μｍ。这两种组织的差别主要是由于原始组织中的层片晶团具有很高的稳定性,在α+γ两相区短时热处理后,只会发生层片晶团的长大或板条的粗化[12]。
图4 热等静压后Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ合金的显微组织(ａ)1200℃热压后的样品(ｂ)1300℃热压后的样品
图5显示的是ＨＩＰ前后Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ合金的相组成。这两种样品都主要由Ｔｉ3Ａｌ相和ＴｉＡｌ相组成,但在2θ=40°左右出现了一个小峰。该峰与Ｔｉ-Ａｌ-Ｎｂ合金中常见的β2相的(110)峰位置接近[11]。由于仅从一个峰不能完全确定该相的存在,还需进一步证实。从图中可以看出,ＨＩＰ后两种样品中的α2相的含量都下降了。这是因为在1200℃热压时,Ａｌ及合金元素Ｃｒ,Ｎｂ向Ｔｉ颗粒中的扩散不完全,在高温时保留的α相中Ａｌ及合金元素含量较低,冷却时α有序化直接转化为α2相;同时由于成分不均匀,有的α相中Ａｌ及合金元素含量较高,冷却时析出γ相,形成α2/γ层片晶团。
图5 热等静压前后Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ材料的相组成变化(ａ)1200℃热压的样品;(ｂ)1300℃热压的样品
因此在这一温度下热压后,α2相的含量较多。在1250℃,4ｈ,ＨＩＰ时,材料内成分趋于均匀化,α相中Ａｌ及合金元素含量增多,冷却后析出的γ板条也增多,因此α2相的含量减少了。前面的分析同样适用于1300℃热压后的样品,只是在1300℃热压后,α相中已有足够的Ａｌ及合金元素含量,可以在冷却过程中析出γ板条,形成大量的α2/γ层片晶团。
元素Ｔｉ,Ａｌ粉末的热压反应合成主要是由扩散控制,添加了Ｃｒ,Ｎｂ元素粉后,扩散过程更趋于复杂,同时由于存在扩散不完全现象,很难根据相图研究热压过程显微组织的变化。因此,获取成分均匀的合金对控制显微组织和力学性能是致关重要的。从本工作的结果来看,Ｃｒ元素能够较好地扩散到钛铝合金中去,未发现Ｃｒ元素的大范围聚集区;而Ｎｂ元素却扩散不完全。这一方面是由于在高温时Ｃｒ比Ｎｂ的扩散系数大;另一方面也是由于Ｎｂ粉末原料较粗。因此,为了达到成分完全均匀化,一方面可以提高反应温度,但这将带来组织粗大的风险;另一方面应降低合金化元素粉末的粒度,如采用粒度细小的Ｎｂ粉,这在另文中已有数据[13]。
4 结论
1)元素粉末冶金是制备高致密度Ｔｉ-47Ａｌ-2Ｃｒ-2Ｎｂ合金的有效手段。在1300℃热压可以得到细小近全层片组织的ＴｉＡｌ基合金,晶团尺寸约50～60μｍ。Ｃｒ元素能够较好地扩散到合金基体中去,而要实现Ｎｂ的充分扩散,则必须降低原料Ｎｂ粉末的粒度。
2)采用热等静压可以促进材料内合金元素Ｃｒ和Ｎｂ的均匀化扩散。
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