热处理细化铸态Ti46Al8Nb合金晶粒
陈 波, 江治国, 赵秀娟, 刘 奎, 李依依
(中国科学院 金属研究所, 沈阳 110016)
摘 要：
研究一种热处理制度对细化铸造Ti46Al8Nb合金晶粒所起的作用。 结果表明, 加热至1360℃于900℃熔融盐淬火—退火—正火处理能够有效地破坏合金稳定、 粗大的铸态组织, 铸态晶粒尺寸由800μm可细化至200μm。 同时该热处理还可显著降低合金的淬火裂纹倾向性, 得到细小均匀的γ + α2全片层组织(FL), 提高铸造合金的室温力学性能。
关键词: Ti46Al8Nb合金; 热处理; 晶粒细化 中图分类号: TG146.2
文献标识码: A
Refining grain of as-cast Ti46Al8Nb alloy by heat treatment
CHEN Bo, JIANG Zhi-guo, ZHAO Xiu-juan, LIU Kui, LI Yi-yi
(Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China)
Abstract: A new heat treatment was developed to investigate the grain refinement of as-cast Ti46Al8Nb alloy. The results indicate that the original coarse grain of 800μm and stable as-cast grains can be effectively refined to 200μm by heating to 1360℃ and then quenching into 900℃ molten salt, followed by the annealing and normalizing treatment. Such heat-treatment leads to the formation of a fully lamellar microstructure with refined grain size consisted of the γ and α2 phases. Besides, quenching into 900℃ salt bath reduces the tendency of cracking and mechanical properties at room temperature can be improved.
Key words: Ti46Al8Nb alloy; heat treatment; grain refinement
TiAl基合金是一种具有潜在应用前景的高温结构材料。 由于其室温脆性及性能不稳定, 合金难以投入实际应用。 TiAl基合金室温力学性能对显微组织很敏感, 局部区域上个别粗大晶粒将使室温延性恶化[1]。 Mercer [2, 3]等发现合金屈服应力与晶粒直径较好地遵循Hall-Petch关系, 此外拉伸和压缩强度与晶粒尺寸也满足这种关系[4]。 因此细化晶粒能有效提高合金力学性能。 TiAl基合金属难变形材料, 即使通过热机械处理(热压力加工加退火再结晶)也难以使粗大、 稳定的铸态组织完全细化[5, 6], 同时成本过高。 而已发展的铸造合金添加晶粒细化元素[7, 8], 在合金中形成高熔点TiB2以细化合金, 对力学性能有很大影响。 由此看来, 研究低成本TiAl基铸造合金的细化热处理工艺, 对促进该合金的应用具有十分重要的意义。 TiAl基合金常规热处理主要利用淬火-退火/时效细化和循环处理来细化铸造合金[9-11]。 本文作者根据TiAl合金固态相变原理, 针对Ti46Al8Nb铸造合金提出了一种新的直接热处理细化制度, 消除普通淬火过程中产生的裂纹, 提高了铸造合金室温力学性能。
1 实验
研究的合金名义成分为Ti-46Al-8Nb(摩尔分数, %)。 通过真空感应熔炼重力铸造得到d20mm×200mm的棒材。 热处理样品(d16mm×15mm)通过线切割获得, 加热和保温过程均在管式炉中进行, 为避免样品氧化, 管式炉中通入流动的氩气(1.5L/min)保护。 晶粒尺寸通过线截隔的方法测量。
图1所示为铸造Ti46Al8Nb合金热处理工艺示意图。 为得到最佳热处理路线, 对包含有3个步骤的热处理工艺进行了详细研究, 研究的3个步骤如下:
1) 样品加热到1360℃, 保温30min, 随后淬到900℃熔融盐(80%NaCl + 20%BaCl2)中(本文简称SQ)。
2) 将上一步样品在不同温度(1200、 1240和1280℃)保温, 随后空冷。
3) 将步骤2处理后的样品在1355℃短时间保温, 随后冷却。
热处理后的d16mm×15mm样品用线切割沿中心轴切成两个半圆柱形的样品, 将切割面抛光、 蚀刻后通过金相显微镜观察。 金相蚀刻液体积比为V(HF)∶V(HNO3)∶V(无水乙醇)=1∶1∶3。 Ti46Al8Nb合金的室温拉伸实验在Instron8562拉伸仪上进行, 拉伸速率为0.001mm/s。
2 实验结果
图2所示为铸态Ti46Al8Nb合金以20℃/min加热和冷却的DSC热分析曲线。 由图可知, 加热阶段α+γ→α转变温度(以下简称tα温度)大约为1352℃。 对于含8Nb的TiAl合金, Chen等[12]给出了其准平衡的垂直切面图, 切面图中tα温度约为1330℃, α→α2+γ共析温度(以下简称te温度)约为1170℃。 因此可以确定在1360℃保温时, Ti46Al8Nb合金样品处于单相α区。
铸造Ti46Al8Nb合金晶粒粗大, 在800μm以上, 呈现γ和α2双相组成的全片层组织(图3(a))。 而铸态合金在1360℃保温30min后淬到900℃熔融盐中, 显微组织主要由魏氏组织和羽毛状组织构成(图3(b)), 金相样品中没有观察到显微裂纹。
淬到熔融盐中的样品在不同的温度下均发生再结晶, 图4所示为退火再结晶的组织形貌。 在1200℃(te温度以上约30℃)退火, 从魏氏体组织和羽毛状组织中形成了小块的γ和少量细小的γ+α2片层组织(图4(b)), 图4(b)所示为1240℃(te温度以上约70℃) 的退火组织, 从淬火的亚稳母相内部析出的γ新相已经长大, 淬火组织转变为60~100μm的γ+α2片层组织和少量的双态组织。 图4(c)所示为1280℃(te温度以上约110℃)下的退火组织, 全部是粗大的片层组织, 晶粒尺寸约为600μm。
以上退火样品在1355℃正火, Ti46Al8Nb合金重新进入单相α区, 冷却后的片层组织如图5所示。 由图可知, 正火组织主要是α2和γ相组成的全片层组织。 经过1360℃, 30min(SQ)+1200℃, 6h(AC)+1355℃, 10min(FC)处理的样品晶粒大小均匀, 尺寸在200μm左右。 而1240℃和1280℃退火后再正火的显微组织与1200℃退火后[CM(22]再正火的组织类似, 只是晶粒更粗大, 尺寸在400~600μm之间。 有学者[13, 14]认为在tα正火后炉冷然后在te温度以下快冷可以细化晶粒, 但本研究通过实验后发现作用不大。 铸态Ti46Al8Nb0.5B和Ti46Al8Nb0.7B的显微组织如图6所示, 对比图6和图5(a)可以看出, 热处理组织和添加0.7B的铸态组织晶粒尺寸相当。
图1 热处理的时间—温度示意图
Fig.1 Schematic temperature—time path of heat treatment
图2 Ti46Al8Nb 样品的DSC曲线
Fig.2 DSC curves of Ti46Al8Nb sample
图3 铸态Ti46Al8Nb合金和1360℃保温30min淬到900℃熔融盐内后的显微组织
Fig.3 Microstructures of Ti46Al8Nb alloy as-cast(a) and quenched into 900℃ molten salt from 1360℃(b)
图4 淬到熔融盐的Ti46Al8Nb合金在不同温度下退火的显微组织
Fig.4 Microstructures of Ti46Al8Nb alloy at different annealing temperatures after quenching into molten salt
图5 Ti46Al8Nb合金正火后的显微组织
Fig.5 Microstructures of Ti46Al8Nb alloy after normalizing
图6 不同B含量的Ti46Al8NbxB铸态样品的显微组织
Fig.6 Microstructures of as-cast Ti46Al8NbxB samples with different B contents
铸造Ti46Al8Nb合金内部晶粒粗大并且存在很多的微观缺陷, 因此其力学性能差, 室温塑性很低。 通过热处理细化晶粒和热等静压(HIP)减少微观缺陷以后, 其室温拉伸性能有很大的改善。 表1列出了不同状态下合金的室温拉伸结果。
表1 Ti46Al8Nb合金不同状态的室温拉伸性能
Table 1 Ambient tensile properties of Ti46Al8Nb alloy at different conditions
3 分析与讨论
铸态Ti46Al8Nb合金尽管是经过非平衡凝固获得的, 但是其中的显微缺陷比较少, 组织稳定, 不易再结晶。 经过淬火得到足够快的冷却速度, 在淬火热应力的作用下, 合金内部容易产生大量显微组织上的亚稳因素, 如位错、 饱和空位、 层错、 孪晶等结构缺陷, 积累了类似于变形合金的储存能, 为合金的下一步热处理再结晶提供了驱动力。 同时Ti46Al8Nb合金在900℃时处于塑脆转变温度之上, 热处理涉及到的相变转换温度也在900℃之上, 所以本文的900℃盐淬既保持了淬火热处理相变所需的冷却速度, 同时又避免了合金在淬火过程中塑脆转变温度下快冷导致的开裂。
淬到熔盐后的样品在γ和α两相区退火, γ相将在亚稳的片层团晶界和晶粒内部形核。 新相晶粒通常在母相的不连续处形核, 并且遵循以下顺序: 晶界形核、 位错形核、 层错形核、 空位夹杂等显微不连续处形核[15]。 对于高温α相形成的亚稳片层组织来说, 除片层团晶界外, 在片层团晶粒内部也存在大量的晶体缺陷[16-18], 容易造成重新形核所需要的三个条件是能量起伏、 成分起伏及结构起伏。 这样大量的形核点对细化铸态组织极为有利。 随着退火温度的提高, 晶粒长大的速率也在提高, 再结晶的晶粒尺寸也在增大。 同时按照杠杆原理, γ相和α相的比例不同, 随温度的变化退火组织也在变化, 低温退火组织中γ相比高温退火的组织中多。 淬火样品在1200℃退火温度下保温6h, 因为淬火组织存在大量的晶体缺陷, 容易大量形核, 并且晶粒长大缓慢, 随着退火温度的提高和时间的延长, 再结晶的晶粒容易长大。 如果在1200℃长时间保温出现等轴γ组织, 1240℃长时保温出现双态组织, 1280℃长时保温出现近片层组织。 本文1200℃和1240℃保温没有出现这些组织, 与Nb含量高和再结晶时间短有很大关系, 但是也可以看出γ晶粒在片层间有粗化长大的趋势, 长时间保温则可出现等轴γ组织和双态组织, 而在1280℃处理温度较高, 晶粒容易长大, 已经形成了近片层组织。
1200℃退火再结晶的晶粒细小, 在1355℃(tα温度上)正火, 块状γ相和片层区团全部转变为α相, 合金只有α单相组成。 根据已知晶体学关系, α相从γ相中析出时有两种方式[19, 20], 12种位向关系, 因此从γ相向α相转变会使晶粒变小。 但为了防止析出的α晶粒在tα温度以上粗化, 正火温度不易过高, 时间不易过长。 正火样品随炉冷却, α晶粒发生α→α2+γ共析转变, 得到α2和γ相组成的全片层组织。
4 结论
铸态Ti46Al8Nb合金通过1360℃, 30min(SQ)+1200℃, 6h(AC)+1355℃, 10min(FC)处理能够破坏稳定的铸态组织, 消除普通淬火产生的裂纹, 同时细化铸态晶粒, 得到均匀的全片层组织。 将原始的铸态晶粒细化到200μm左右, 细化的效果达到铸态Ti46Al8Nb0.7B合金中添加0.7B的作用。 经过上述热处理和热等静压的Ti46Al8Nb合金其室温断裂强度提高到573MPa, 延伸率达到0.59%。
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收稿日期: 2005-05-23; 修订日期: 2005-08-19
作者简介: 陈 波(1976-), 男, 博士
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