文章编号: 1004-0609(2005)03-0344-08

热处理工艺对Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W

显微组织的影响

黄劲松, 刘 咏, 贺跃辉, 张永红, 刘 彬, 任 斌, 黄伯云

(中南大学 粉末冶金国家重点实验室, 长沙 410083)

关键词: 热处理; TiAl; 显微组织

中图分类号: TG146                         文献标识码: A

Effect of heat treatment on microstructure of

Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W

HUANG Jin-song, LIU Yong, HE Yue-hui, ZHANG Yong-hong,

LIU Bin, REN Bing, HUANG Bai-yun

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy,

Central South University, Changsha 410083, China)

Abstract: The microstructures of as-cast and as-heat treated Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W were observed by electron probe. The effect of heat treatment process on the microstructure of as-cast and as-heat treated Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W was discussed. The results show that the microstructure of as-cast Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W becomes fine after being HIPped and heat treated, and a more perfect lamellar microstructure is got. The temperature of α phase transformation is between 1280℃ and 1295℃. The microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W changes from near lamella(NL) to full lamella(FL) after α phase transformation. After the alloy being HIPped and annealed, the microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy is primary γ phase and lamella, and the needle-like and granular β phase precipitates.

Key words: heat treatment; TiAl; microstructure

   TiAl基金属间化合物由于其良好的高温力学性能、 优异的抗氧化性能与高的比强度, 在航空航天、 汽车工业等领域有着广阔的应用前景, 近年来一直是材料科学中一个十分活跃的前沿领域。 TiAl基金属间化合物的研究已取得很大的进展^[1-2], 但距其规模化的工业应用尚有差距, 主要表现在延性、 尤其是冲击韧性有待提高, 制备与加工工艺有待改进, 成本也有待更进一步降低。 合金的性能不仅取决于其禀性, 也取决于其加工工艺。 因此, 对TiAl基合金性能的提高除了考虑合金设计、 加入合金元素的方法以外, 还应从其加工工艺着手, 如采用在高温塑性变形的基础上动态再结晶和采用特定的热处理工艺等方法, 通过优化其加工工艺来调整TiAl基合金的显微组织, 以提高其性能。 铌能提高TiAl合金的延性和抗氧化性^[3]; 硼在TiAl基合金中形成硼化物, 它能细化合金的晶粒^{[4, 5]}, 提高合金的性能; 少量钨能提高TiAl基合金的强度及抗蠕变能力^{[6, 7]}。 在TiAl基合金的加工中, 热处理工艺非常重要, 它对TiAl基合金的显微组织有着巨大的影响, 当然其对TiAl基合金性能亦有非常大的影响。 目前, 关于热处理对TiAl基合金显微组织和性能的影响的研究较多^[8-11], 比较有效而又容易实现的是热处理细化TiAl基合金组织, 已有报道发现通过热处理获得了晶团尺寸小于10μm的全层片组织^{[12, 13]}。 本文作者将对热处理工艺与Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金显微组织的关系进行探讨。

1 实验

1.1 实验材料与设备

 合金锭用Drop casting法制备, 由美国橡树岭国家实验室提供。 试验仪器与设备分别为: 美国ABB公司产QIF_6热等静压仪; 国产SX-12-16型热处理炉; 日本JEOL产JCXA-733Superprobe电子探针仪; 美国Perkin Elmer公司生产的DTA7差热分析系统。

1.2 实验方法

铸态试样首先进行热等静压处理(热等静压制度为: 氩气保护, 1250℃, 150MPa, 4h, 随炉冷), 然后进行均匀化处理(均匀化处理制度为: 1250℃, 16h, 出炉空冷)。 将热等静压和均匀化处理后的试样进行线切割, 对线切割分开的小块合金用石英管抽真空充氩气包套放入热处理炉中进行热处理, 热处理完成后出炉, 立即将石英管打碎以便使试样在钢板上快速冷却(热处理制度分别为900℃, 360h; 1265℃, 18h; 1280℃, 14h; 1295℃, 10h; 1310℃, 5h(空冷))。 显微组织在扫描电镜下观察, 用电子探针进行微区成分分析, 扫描电镜加速电压为20kV。 差热分析试验条件为: 样品加热速率20℃/min; 保护气体为纯氩气; 参考样品为高纯Al₂O₃粉末。

2 实验结果

2.1 合金的铸态显微组织

图1所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金的铸态显微组织。 合金的铸态组织中存在少量铸造缺陷如缩孔(如箭头所示)。 背散射模式下, 图象的衬度与元素序数呈正相关的关系, 原子序数越大的元素在图象中越亮, 反之则越暗。 图1中的枝晶组织亮度大, 说明其中重金属元素(铌和钨等)含量高。 此外, 在显微组织中还能找到藤状的第二相, 该相的形态与文献[14, 15]中硼化物的形态相符, 由此判断为初生原位硼化物相。 硼化物相呈现一定的亮度, 说明该相中含重金属元素。

图1 Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金的铸态显微组织

Fig.1 Microstructure of as-cast Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy

 2.2 合金经过热等静压及均匀化处理后空冷的显微组织

前述结果表明, TiAl合金的铸态组织中存在缩孔及成分偏析等缺陷。 为此, 对所有样品进行了热等静压和均匀化处理, 以消除这些缺陷(热等静压和均匀化处理制度如1.2中所述)。 图2所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金经过热等静压和均匀化处理后的显微组织, 图3所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金经过热等静压和均匀化处理后的二次电子像。 对比图1和图2可发现, 铸态组织中的缩孔(如箭头所示)在经过热等静压和均匀化处理之后基本消失, 显示合金已经致密化, 而且在铸态组织中的胞状组织、 枝晶以及成分偏析现象也基本消失。 以上结果表明, 热等静压和均匀化处理是消除铸造缺陷的有效手段。

图4所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金经过热等静压和均匀化处理后经过900℃, 360h热处理后的显微组织。 从图中可以看出, 该组织由黑白相间的层片组织、 暗的块状组织、 亮白色的小块及棒和亮点构成, 亮点基本位于层片的端部, 棒状物质的分布形式有晶内、 晶界和穿晶等3种。

图2 合金经过1250℃, 150MPa, 4h热等静压后随炉冷; 1250℃, 16h均匀化处理后空冷的显微组织

Fig.2 Microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy after HIPped at 1250℃, 150MPa for 4h and cooled in furnace, then annealed at 1250℃ for 16h and cooled in air

图3 合金经过1250℃, 150MPa, 4h热等静压后随炉冷; 1250℃, 16h均匀化处理后空冷的二次电子像

Fig.3 SEI of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy after HIPped at 1250℃, 150MPa for 4h and cooled in furnace, then annealed at 1250℃ for 16h and cooled in air

2.3 合金经过热等静压及均匀化处理后再进行热处理的显微组织

将热等静压和均匀化处理后的样品再分别进行热处理以观察其显微组织演化规律。 图5所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金经过热等静压及均匀化处理后再经过1250℃, 16h热处理后快冷的显微组织。 通过对1250℃, 16h热处理后的试样进行电子探针分析发现, 与热处理之前的组织相

图4 合金经过1250℃, 150MPa, 4h热等静压后随炉冷;1250℃, 16h均匀化处理后空冷;再经过900℃, 360h热处理后快冷的显微组织

Fig.4 Microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy after HIPped at 1250℃, 150MPa for 4h and cooled in furnace, annealed at 1250℃ for 16h and cooled in air, then heat treated at 900℃ for 360h and cooled quickly

 比, 其微观组织变化不大, 仍属于近层片状组织。

图6所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金经过热等静压及均匀化处理后再经过1280℃, 14h热处理后快速冷却的微观组织。 其微观组织为少量块状γ等轴晶和层片状组织, 是一种近层片组织。 与热等静压和均匀化处理以后的组织相比, α₂相与 γ相分别聚集长大, 其层片特征明显弱化, α₂相

图5 合金经过1250℃, 150MPa, 4h热等静压后随炉冷;1250℃, 16h均匀化处理后空冷;再经过1265℃, 18h处理后快冷的显微组织

Fig.5 Microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy after HIPped at 1250℃, 150MPa for 4h and cooled in furnace, annealed at 1250℃ for 16h and cooled in air, then heat treated at 1250℃ for 18h and cooled quickly

体积分数较大, 而γ相体积分数较小, 合金中的β析出相体积分数明显减小; 与经过900℃, 360h处理后快速冷却的微观组织相比, 合金中的析出相体积分数也有所减小, α₂相与γ相均发生聚集长大, 其层片组织特征亦出现弱化。

图7所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金经过热等静压及均匀化处理后再经过1295℃, 10h处理后快速冷却的微观组织。 其微观组织为少量块状γ等轴晶和不明显的层片状组织。 与热等静压和均匀化处理以后的微观组织相比, 其层片组织特征弱化趋势及析出相体积分数减小的趋势更为明显; 而与900℃, 360h处理后快速冷却及1265℃, 18h处理后快速冷却的微观组织相比, 其组织变化并不大, 且上述两种变化趋势仍然存在。

图6  合金经过1250℃, 150MPa, 4h热等静压后随炉冷;1250℃, 16h均匀化处理后空冷;再经过1280℃, 14h处理后快冷的显微组织

Fig.6 Microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy after HIPped at 1250℃, 150MPa for 4h and cooled in furnace, annealed at 1250℃ for 16h and cooled in air, then heat treated at 1280℃ for 14h and cooled quickly

 从图4~6可以看出, 虽然合金的热处理温度不同, 但其晶团尺寸差异不大、 γ等轴晶的尺寸也基本保持稳定; Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金经过热处理以后, 其微观组织中无论是块状的γ相还是细长的γ相均较少, α₂相的体积分数较大。 以上结果表明, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在1280℃及以下温度进行热处理时, 晶团尺寸未有明显长大, 说明热处理温度未超过α相转变温度线; 随着温度的升高, 合金的层片状组织越来越不明显, α₂层片越来越厚而析出相也越来越少。

图8所示为Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金经过1250℃, 150MPa, 4h热等静压后随炉冷; 然后在1250℃, 进行16h均匀化处理; 再经过1310℃, 5h热处理后空冷的显微组织。 其组织为粗大的晶粒, 有白色的次生析出相。 与热等静压和均匀化处理及较低温度热处理(〈1208℃)以后的微观组织相比, 可以发现, 合金的晶粒已大大粗化; 析出相的分布较为弥散, 其体积分数与热等静压和均匀化处理、 900℃热处理以后的相比有所减小而与较低温度热处理(1265℃, 1280℃)以后的相比又有增加; 析出相的形貌特征基本相同, 为棒状、 块状和颗粒状。

图7  合金经过1250℃, 150MPa, 4h热等静压后随炉冷;1250℃, 16h均匀化处理后空冷;再经过1295℃, 10h处理后快冷的显微组织

Fig.7 Microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy after HIPped at 1250℃, 150MPa for 4h and cooled in furnace, annealed at 1250℃ for 16h and cooled in air, then heat treated at 1295℃ for 10h and cooled quickly

图8  合金经过1250℃, 150MPa, 4h热等静压后随炉冷;1250℃, 16h均匀化处理后空冷;再经过1310℃, 5h处理后快冷的显微组织

Fig.8 Microstructure of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy after HIPped at 1250℃, 150MPa for 4h and cooled in furnace, annealed at 1250℃ for 16h and cooled in air, then heat treated at 1310℃ for 5h and cooled quickly

 比较图6, 7可以看出, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在1280, 1295℃进行热处理时, 合金的晶团尺寸发生了明显长大, 表明在该温度区间合金已发生相变而进入单相区。 从图7, 8可以看出, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金尽管在不同温度进行热处理, 其β相含量不同, 但其体积分数随着温度的升高在α相转变温度前及α相转变温度后均呈降低的趋势。

2.4 差热分析

差热分析有助于了解反应过程中的热效应和相变情况, α相转变温度T_α是TiAl合金在 (α+γ)及近α单相区热加工及后续热处理的重要参数, 很有必要对Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金进行差热分析, 从合金的相变吸热情况来确定T_α值, 所测结果如图9所示, 从图10中可以看出, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在1280~1295℃范围内有吸热反应, 由此可以判定T_α值约为1290±5℃。

图9  Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金差热分析

Fig.9   Analysis of temperature difference of Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W alloy

 3 分析与讨论

3.1 铸态组织演变

由Ti-Al二元相图(图10)可知, 所研究的TiAl合金在平衡状态下, 主要为α₂和γ两相组成, 其微观组织为层片状晶团。 在实际铸造条件下, TiAl合金的凝固组织为典型的非平衡组织。 将硼加入到TiAl合金中时, 硼在原位生成针状的TiB₂, 起到异质核心的作用, 由于TiB₂的熔点高(3253℃), 在铸造的过程中就会被TiAl熔体包覆起来。 在Drop casting铸造条件下, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金的冷却速度较快, 冷却凝固时TiAl熔体包覆TiB₂发生了包晶反应, 使得各个晶团及晶团内部的成分并不均匀, 胞状结构、 枝晶等非平衡铸态组织的形成就是由于晶团内部成分不均匀的结果。 TiAl合金中一个层片由单片α₂和数片γ构成, 多个层片组成层片状组织。 Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金的层片组织是由高温α相转变为α₂相和γ相而得。 Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在进行热等静压和均匀化处理时, 铸态非平衡组织会发生α[FYKN]γ相变, 在1250℃保温时, 会发生γ→α反应, α相将在亚稳的层片团晶界上和亚稳层片团晶粒内部形核, 并以晶界迁移的不连续长大的形式转变成比铸态组织小得多的近层片组织。 在冷却的过程中α晶粒发生如下转变: α→α₂, α₂→α₂+γ。 这样, 原来的铸态组织就被细小的层片组织所代替^[16]。 另一方面, γ相向亚稳的层片组织中扩展而发生等轴化长大。

图10  TiAl基合金二元相图

Fig.10   Binary phase diagram of TiAl alloy

由合金凝固理论可知, 合金熔体在冷却凝固的过程中, 随着成分过冷由弱到强, 所得到的晶体相应为平面柱状晶、 胞状晶、 胞状枝晶以及柱状枝晶和等轴晶。 钨在TiAl合金中有固溶, 且扩散速度极低, 往往引起成分过冷度提高, 使钨易于在枝晶间偏析。

3.2 α相转变温度的确定

从差热实验我们知道, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在1280~1295℃范围内有吸热反应且峰值温度为(1290±5)℃, 说明Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在(1290±5)℃发生了反应。 比较图4~8, 各热处理温度(900, 1265, 1280, 1295, 1310℃)样品的微观组织可知, 合金在900, 1265, 1280℃的晶团尺寸大小相似, 而其在1295, 1310℃的晶团尺寸也比较接近, 合金的热处理温度在达到1295℃以及超过此温度后, 其晶团尺寸明显比热处理温度等于或低于1280℃的要大, 显然, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金的加热温度超过(1290±5)℃时, 进入了单相区, 其晶粒长大相对容易, 晶团更为粗大。 可以确定, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金的α相转变温度为(1290±5)℃。 当合金的温度超过α相转变线时, 进入了单相区, 不仅发生了γ→α反应, 而且γ基本上全部转变为α晶粒、 α晶粒还存在合并长大的现象。 而α晶粒在降温的过程中, 又会发生α→α₂, α₂→α₂+γ相变, 粗大的α晶粒就会转变成粗大的层片组织^[17]。

3.3 合金中的β相

1) β相的特征

β相的形貌和成分随合金成分、 状态的不同有较大的差别。 在α₂/γ界面析出的β相颗粒可能变为椭球状, 原因是β(B₂)相在850℃温度以下的析出是由钨、 钼等合金元素的原子扩散控制的, 析出均匀, 而在850℃以上温度析出时由于强烈的取向性及钨、 钼等合金元素的偏析导致不均匀的形核长大。 Yua等^[18]的研究证实α₂/γ界面台阶由于钨的富集而成为B₂相的择优形核位置, 他们实验所测得的ABB-23合金中B₂相成分约为Ti48.9、 Al36.4、 W14.7, 与名义成分相比有高达1/3的铝被钨置换, 而钛含量与γ-TiAl近似相等。 Ti-45Al-6Cr合金经过1200, 168h处理后的β相成分为: Ti46.7、 Al39.3、 W13.9^[19]。 Ti-46Al-2Cr- 2Mo-0.25Si-0.3B合金经1150℃, 48h热处理后, 所测得的β相的成分大致为Ti52.16、 Al37.58、 Cr3.7、 Mo5.19。 以上结果表明β相为铝含量相对较少, 而钨等合金元素较多的相。

2) 热处理制度对β相的影响

β相是高温残留相, 在室温时为B₂相, 析出时与α₂和γ相存在如下的取向关系: (0001)_α2∥{111}γ∥{110}_B2和〈1120〉α₂∥〈110〉γ∥〈111〉_B2。 与γ相比较, β相与α相的成分更接近, 这就意味着, β相从α相中析出时, 较容易满足成分起伏条件, 这就是β相易于在α相两端析出的原因。 郑运荣等在研究Ru对铸造Ti-47Al合金显微组织的影响时发现, Ti-47Al-1Ru合金在进行1200℃, 24h热处理后, B₂的析出与长大靠消耗α₂相来完成。 在B₂相析出较多的区域, α₂量减少, 这与本实验的结果基本一致。 热处理温度超过合金的α相转变温度以后, 合金转变为单相α合金, 且晶粒粗大, β相弥散析出时原子无须长程扩散与迁移, 所须的能量最小, 这就是β相在高温热处理后呈弥散分布的原因。 β相是高温稳定相, 温度越高, 其析出难度越大, 所以当合金的热处理温度从900℃增加1265℃, 再增加至1280℃时, β相的体积分数越来越小。

3.4 热处理制度对组织的影响

1) 热等静压和均匀化处理后层片组织的形成

比较图1与图2可知, 经过热等静压和均匀化处理后, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金的微观组织发生了很大的变化, 与铸态的层片状组织相比, 其晶团尺寸大为减小, 层片组织更为完整, 铌、 钨等元素也主要分布在析出相和初生硼化物相中, 而析出相亦主要分布在晶界上。 铸态组织是一种非平衡组织, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在进行热等静压和均匀化处理时, 其温度均为1250℃, 在加热和保温过程中, α相将在亚稳的层片团晶界上和亚稳层片团晶粒内部形核, 并以晶界迁移的不连续长大的形式向基体扩展, 在新生晶粒长大过程中, 在新晶粒向基体扩展的晶界上不断又有新的α相成核并长大。 这样, 原来粗大的铸态组织转变成比铸态组织小得多的α+γ组织。 保温后, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金以较快的速度冷却时, 高温α相形成亚稳的层片组织, 层片结构的生长机理为台面-台阶-扭折结构。 于是Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金粗大的铸态组织就转变成了细小的近层片组织。

2) 热等静压对铸造组织的影响

在热等静压的过程中, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在高温保温时, 由于发生蠕变而使金属原子发生扩散, 随着时间的延长合金缓慢地产生塑性变形, 使合金中的微小孔洞发生弥合, 铸造缺陷也基本消除。

3) 热处理温度对组织的影响与作用机理

比较图5~7, 可以发现, 当Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在较高的温度(>1265℃)下进行热处理时, 其晶团尺寸没有明显变化, 层片间距粗化, 但其形貌发生明显变化, 无论是初生块状γ相还是共析片状γ相均较少, 层片组织弱化, α₂片粗化, 温度越高时, 这种趋势越明显。 一方面, 在加热保温与冷却过程中, 由于原子在板条厚度方向扩散作用而使其宽度不断增加; 在共析温度以上时, α(α₂)相的含量要比室温时高, 由于γ相是L10结构, 它有4个{111}密排面, α₂相是D019结构, 只有(0001)1个密排面。 在共析温度以上保温时。 α相会从γ相的4个密排面上析出。 这样原来板条状的γ晶粒就会进一步被截短。 另一方面, 层片组织是由α₂相在1175℃发生α₂+γ共析转变而得, 它们的位向关系为: {111}γ∥(0001)_α2〈110〉γ∥〈1120〉_α2。 由于α→α₂只发生有序转变, 只需要很小的过冷度和能量, 而γ相与α相的晶体结构完全不同, 其长大需较大的过冷度和能量, 原子必须进行扩散与迁移以实现形核与长大, 层片组织通常也是由一个α₂片与数个γ片组成, 在相同实验条件下, 当冷却速度较大时, γ相来不及从α相中析出, 长大亦不充分, 从而导致α₂相以块状出现, 其体积分数大幅增加^[20]。 温度越高时, 越接近单相区, γ相的析出及长大难度越大, α₂相的体积分数就越大。 由于在该温度下加热及保温时均未超过相转变温度, 没有相反应, 也没有原子的长大, 因此晶团尺寸没有明显变化, 但晶团内的层片间距粗化。

当合金的温度超过α相转变温度时, 合金进入了单相区, 不仅会发生γ→α反应, 而且γ相基本上全部转变为α晶粒、 α晶粒还存在合并长大的现象。 而α晶粒在降温的过程中, 又会发生α→α₂, α₂→α₂+γ相变, 粗大的α晶粒就会转变成粗大的层片组织。 合金在1280℃以下温度进行热处理后, 其微观组织基本为近层片组织(α₂/γ+少量的块状γ), 而合金在1295℃以上温度进行热处理后, 其微观组织为全层片组织(基本未见块状γ相)。 这说明合金在发生α相转变后, 其微观组织由近层片组织转变为全层片组织。 其原因在于: 在1295℃及以上温度加热时, 合金已发生了相转变, 其组织转变成了单相α合金, 在随后的冷却过程中, 单相α晶粒通过α→α₂, α₂→α₂+γ相变全部转变成为层片状组织; 而在1280℃及以下温度加热时, 由于加热温度未超过α相转变温度, 故有部分γ相残留, 虽然合金在热处理过程中同样会发生α→α₂, α₂→α₂+γ相变, 但其微观组织为γ+α₂/γ, 即近层片组织。

3.5 热处理制度对硼的影响

硼化物在各成分的TiAl基合金中均可在晶内找到, 考虑到硼化物在铝合金铸造中通常被用作变质剂细化晶粒, 在此, 我们推测, 硼化物在TiAl基合金中通过异质形核剂的作用来细化晶粒。 通过我们以前的研究发现, 钨能细化晶团, 但其含量达到0.2%以后, 其进一步细化晶团的效果会略有降低。 这是由于钨添加到TiAl基合金后, 钨富集于硼化物, 并使硼化物偏聚于晶界, 起到阻碍晶团长大的作用。 少量的钨即能使这种阻碍晶团长大的作用产生明显的效果, 所以当添加0.2%的钨时, 合金的微观组织明显细化。

4 结论

1) 通过热等静压处理可以有效消除TiAl合金铸锭中的残余孔隙, 通过1250℃长时间均匀化能够有效消除枝晶及成分偏析现象。

2) 经过热等静压和均匀化处理之后, Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金的基本形貌为初生γ相+层片状晶团(α₂/γ), 初生γ相为块状等轴晶, 有β相析出, 其形貌为针状或点状、 颗粒状。 钨、 铌等元素也主要分布在析出相及硼化物中, 均匀化处理使它们与铸态相比分布更为均匀。 析出β相主要在晶界、 且主要在α₂片的两端析出。 经过热等静压和均匀化处理后藤条状的硼化物已细化为针状。

3) Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在1280℃及以下温度进行热处理时, 晶团尺寸未有明显长大, 加热温度未超过α相转变温度线; 随着温度的升高, 合金的层片状组织越来越不明显, 而析出相也越来越少。

4) Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金在1295℃及以上温度进行热处理时与1280℃相比, 合金的晶团尺寸发生了明显长大, 表明在1280~1295℃时Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金会发生相变而进入单相区。 Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金发生了α相转变后, 其微观组织由近层片组织转变为全层片组织。

5) Ti-45Al-7Nb-0.15B-0.4W合金尽管在不同温度进行热处理时, 其β相含量不同, 但其体积分数随着温度的升高在α相转变温度前后均呈降低的趋势。

致谢

美国橡树岭国家实验室C.T. LIU博士提供了试样, 并对实验结果的讨论提供了宝贵的意见, 在此表示衷心的感谢。

REFERENCES

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(编辑何学锋)

 收稿日期: 2004-07-15; 修订日期: 2005-01-11

作者简介: 黄劲松(1968-), 男, 博士研究生, 副教授.

通讯作者: 黄劲松, 副教授; 电话: 0731-8830614; E-mail: hjinsong@mail.csu.edu.cn