顯微組織對Ti-Al-Cr-Nb合金力學行為的影響

(中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙，410083)

鈦鋁基合金因具有低密度、高比強度和比模量以及良好的抗高溫蠕變和抗氧化等優良特性[1?5]，已引起航空、航天和汽車工業的極大重視。作為高溫結構材料，TiAl基合金正趨向于應用。亟待解決的關鍵問題是如何通過控制顯微組織和合金成分，提高綜合力學性能以及如何以比較簡單的工藝途徑來實現這一目的。TiAl基合金的性能對顯微組織十分敏感。傳統合金中的幾種典型組織：近γ組織、雙態組織、近全層狀組織和全層狀組織組織的性能特點已為研究者所熟悉[1,3?4]。另外，由于具有細晶全層狀組織TiAl基合金的綜合力學性能較好，研究者對其進行了較多研究[6?8]。以往研究主要集中在雙相合金，而對含β相較多的TiAl合金，人們對其組織結構的變化對性能的影響研究較少。本文作者主要針對β相含量較高的高Cr合金化 Ti-45Al-7Cr-2Nb合金，通過一定的熱處理工藝，改變合金的初始鑄態組織，獲得不同的組織形態，并且對不同形態組織合金的拉伸性能進行檢測分析，以研究高Cr合金化Ti-45Al基合金顯微組織變化對力學行為的影響規律。

1 實驗過程

實驗合金的名義成分為 Ti-45Al-7Cr-2Nb(原子數分數)，采用水冷銅坩堝磁懸浮感應熔煉，氬氣保護，為保證成分均勻，反復熔煉3次，然后于鋼模中澆注成鑄錠。以線切割機將鑄錠切割成相應的試樣。熱處理在硅－碳棒高溫箱式電阻爐中進行。為了防止材料表面在處理過程中的氧化破壞，對材料進行了石英管封裝并充氬氣，然后進行處理。采用2種不同的熱處理工藝：(1) 鑄態合金在1 220 ℃保溫20 h后，淬入室溫水中；(2) 鑄態合金在1 280 ℃保溫20 h后，爐冷至1 100 ℃并保溫30 min，然后淬入室溫水中。

處理后的樣品加工成板狀拉伸樣品，試樣標距部分(長×寬×高)為8.0 mm×4.0 mm×1.4 mm，在帶高溫爐的材料試驗機上進行，高溫測試溫度范圍為800～900 ℃，室溫及高溫應變速率均為 1×10?4s?1。合金的物相分析在D/Ma 2500VB?RA型X線衍射儀上進行，采用光學顯微鏡與JSM?6360型掃描電鏡對初始組織以及變形后組織及拉伸斷口進行觀察和分析。

2 實驗結果

對Ti-45Al-7Cr-2Nb合金進行X線分析表明：鑄態合金中有3種相結構(圖1(a))，分別為γ(L10)相、β(B2)相與α2(D019)相。通過背散射電鏡觀察以及電子探針成分分析發現，組織中有 3種襯度不同的結構(圖1(b))。其中：暗相(相1)中的成分含量為45.1Al，4.1Cr和1.6 Nb(質量分數，%，下同)；亮相(相2)成分為：35.6Al，14.5Cr和1.4Nb。相3成狹長的條帶狀，襯度介于相 1和相 2之間，它含有較低的 Al，但是，Cr和 Nb元素含量很高(33.9Al，18.3Cr，1.2Nb)。而在TiAl合金中，一般來說，合金元素在β中含量最高，而在α2相中含量次之，γ相中含量最低。所以，可以

大致推斷圖中的相1為γ相，相3為β相，而合金元素含量處于中間水平的相2有2種可能：一種是α2相；另一種是混有難分辨γ層片的β或α2基體，通過進一步觀察可知它應該屬于后一種。

圖1 合金的X線衍射圖譜和SEM圖像Fig.1 X-ray spectrums and SEM image of cast microstructure of alloy

圖2所示為鑄態合金及其熱處理后的顯微組織。從圖2可看出：3種組織各具有不同特征。鑄態組織為近全層狀組織(NFL)，主要由條帶狀的層狀晶粒構成(圖 2(a))。經熱處理工藝(2)處理后得到的全層狀組織(FL)主要由等軸的層狀晶團構成(圖2(c))，層狀晶團中的板條結構清晰可見。而經過熱處理工藝(1)處理后所得到的組織為近雙態組織(NDP)(圖2(b))，層片結構已經大部分消失，只有少量的層片結構存在。組織中主要由塊狀的細小晶粒構成，其中很多呈長條狀。

圖3所示為3種組織在不同溫度的拉伸性能比較。由圖3可見：經過熱處理后，由于組織結構的不同，合金也表現出不同的強度特性。全層狀結構(FL)比其他2種組織結構在實驗的各個不同溫度表現出較高的強度。鑄態組織(NFL)和近雙態組織(NDP)的拉伸強度差別不大。在室溫時，鑄態組織表現出稍高的強度水平，而在高溫時近雙態的強度水平略高。而對于3種組織結構，強度隨溫度的升高而逐漸降低，這一趨勢都表現得比較明顯。特別是在800 ℃以上時，合金的強度都表現出較大幅度的下降。伸長率測試結果顯示：3種組織的材料在室溫的延性較小，與其他TiAl基合金所表現出的延性特性相同；隨著溫度的升高，在800℃時，各種組織的伸長率都有了一定的提高，其中以鑄態組織提高的幅度最大，而900 ℃變形時，伸長率提高較快，其中層狀結構提高最大，近雙態結構次之，而鑄態組織則最小。

圖2 合金鑄態近全層狀組織、經過不同處理后的近雙態組織和細全層狀組織Fig.2 As-cast near fully lamellar structure, near duplex structure and fine fully lamellar after different treatments

圖3 鑄態近層狀結構(NFL)、全層狀結構(FL)和近雙態(NDP)組織的拉伸性能比較Fig.3 Comparison of tensile properties between different structures of NFL, FL and NDP

圖4 不同組織結構的合金在800 ℃(a)和900 ℃(b)拉伸時的真應力?真應變曲線Fig.4 Comparison of strain-stress curves obtained after deformation at 800 ℃ (a) and 900 ℃ (b) between different microstructures of alloy

為了研究組織變化對合金高溫變形能力影響，測試了合金在高溫下的拉伸變形行為，如圖4所示。從圖4可見：在800 ℃時，全層狀結構(FL)表現出較高的拉伸應力，其最大拉伸應力比其他2種結構的大。鑄態組織的最大拉伸應力較低，但是，出現較長的穩態流變階段，即拉伸應力隨應變的增加波動變化不大，保持在一定水平。而近雙態組織與其他2種組織明顯的不同之處是其在彈性變形階段，應力應變曲線的斜率明顯減小，即材料的彈性模量明顯下降。而當變形溫度上升到900 ℃時，鑄態組織表現出最大的峰值拉伸應力，全層狀結構和近雙態結構的比較低。而彈性模量的變化與800 ℃變形時的類似。

合金在800～900 ℃變形時(圖5(a)和5(d))，鑄態初始組織中的大部分層狀晶粒(圖5(a))就已經消失，轉化成等軸的晶粒組織，只有少部分的殘留。另外，從這些殘留的不太清晰的層狀結構可以看出，在變形過程中和在應力作用下，為了協調變形它們發生了彎曲(圖5(d))。全層狀組織在變形后層狀結構依稀可辨(圖5(b)和5(e))，但是，其中的板條已經沒有變形前那樣清晰。而近雙態組織在800 ℃變形后(圖5(c))，組織與變形前相差不是太大，主要還是塊狀的晶粒和一些粗化的層片。而在900 ℃變形后，2種組織材料的變化比較明顯。從圖 4(e)可以看出：全層狀結構在900 ℃變形后，組織中的板條已經消失，已經被一些雜亂和難以分辨的組織所代替。而近雙態組織在 900 ℃變形后(圖5(f))，原來組織中較少的層狀結構更加難以分辨，似乎晶粒比未變形前更加細小，更趨于等軸。

圖6所示為3種不同結構合金在不同溫度變形后的拉伸斷口圖片。從圖6可見：在較低溫度800 ℃變形時，鑄態近全層狀組織的斷裂主要發生在晶界和板條的界面(圖6(a))，但發生片層解理的現象不太明顯；隨著溫度升高到900 ℃，斷裂界面已經變的比較圓滑(圖6(d))。全層狀材料在800 ℃變形時(圖6(b))，材料基本呈現晶間斷裂模式，可以看到板條間的解理情況；而在900 ℃變形時(圖6(e))，呈明顯的韌性斷裂，出現了較多的韌窩，對于近雙態組織(圖6(c)和6(f))，斷裂模式相似，但層片解理似乎不明顯；在900 ℃以上變形后，與全層狀結構相似，也出現了大量的韌窩，呈現韌性斷裂。

圖5 NFL，FL和NDP分別在800 ℃和900 ℃變形后的組織Fig.5 Microstructures after deformation at 800 ℃ and 900 ℃of NFL, FFL and NDP structures of alloy

圖6 NFL，FL和NDP組織分別在800 ℃和900 ℃變形后的斷口形貌Fig.6 Fracture surfaces after deformation at 800 ℃and 900 ℃of NFL, FFL and NDP structures

3 分析與討論

從實驗結果可以看出，拉伸強度σ在組織變化的影響下發生如下變化：

無論在室溫還是高溫，具有全層狀組織的材料都具有最高的強度水平。分析層狀結構和其他組織的不同，并且排除組織強化的共同因素合金元素強化和晶界強化后，層片結構與其他組織所不同的就是組織中大量的界面。這些界面包括晶界、片層之間的界面以及同一層片中的反向疇界。對于層狀組織的晶界而言，屬于不同晶粒的層片結構會在晶界產生“咬合”現象，以及還有在熱處理后新生層片在原有層片的端部形核現象。這些因素都加強了晶界之間的結合，而層片與層片之間的界面和有序疇界也使材料得到強化。Eshelby[9]研究了片層界面及有序疇界對屈服應力的影響，對于軟取向來說，位錯運動只受層片中有序疇界的阻礙，其屈服應力表達式為：

對于硬取向，位錯運動受片層界面的阻礙，其屈服應力表達式為[9?10]：式中：σys和σyh分別為2種狀態下的屈服應力；M1和M2為泰勒因子；τ0為層狀材料單晶中位錯開動的剪應力；ν為泊松比；μ為剪切模量；d為片層內部有序疇的尺寸；λ為層片間距；和分別為位錯通過疇界和片層界面所需應力；α是因為位錯類型而變化的因子。從式(3)與(4)可以看出，材料強度與有序疇尺寸和層片間距密切相關，再結合材料普遍遵循的晶粒尺寸和強度的Hall-Patch關系，可以得出廣義的Hall-Patch公式[3, 11]:

式中：σy是材料的屈服強度；σ0為摩擦阻力，是材料中位錯運動的總阻力，決定與位錯密度和晶體結構；ky和kλ是晶界和層片界面對強化貢獻的常數。從式(5)可以看出，提高材料強度最直接的辦法就是減小晶粒尺寸。對傳統合金所進行的多步熱處理的目的之一就是減小傳統鑄態組織的晶粒度。而直接通過凝固路線的調整使鑄態組織均勻細小，大大簡化了這個過程，并且也達到了強化合金的目的。

因此，就組織變化對材料的拉伸強度而言，相同晶粒度的組織層狀晶粒表現出較高的強度。而對于鑄態材料，雖然它大部分也是由層狀晶粒構成，但是，從它的組織中可以看出，在晶界處還有比較雜亂的結構，使強度在室溫時低于全層狀材料，而高于近雙態組織。但在800 ℃時近雙態組織的強度則高于近全層狀的強度，這主要是鑄態近全層狀組織晶界處的β相所產生的軟化作用所致。

在高溫低速下，合金的變形能力與其顯微組織密切相關。從圖4可以看到：在800 ℃/1×10?4s?1變形條件下，鑄態組織變形應力?應變曲線具有穩定流變的特點，而全層狀結構和近雙態組織則沒有出現這種情況。這主要是熱處理之后，原來鑄態組織晶界中的β相已轉化成層狀組織或其他組織結構，從而在高溫變形時，使全層狀結構和近全層狀結構材料失去了β對高溫變形的有益作用。

對于變形應力，在高溫低速變形時，全層狀結構依然具有最大的峰值應力。這表明全層狀結構具有較強的穩定性(見圖 5(b))，變形過程中界面強化依然在起作用。而鑄態近全層狀結構在800 ℃表現出較低的峰值應力(圖 3(a))。這主要源于它較差的組織穩定性(對比800 ℃鑄態近全層狀結構變形后組織(圖5(a))和全層狀結構變形后組織(圖 5(a)))。而產生這種不同組織穩定性的原因則歸結于初始組織的形態。對于層狀結構，在高溫時產生不穩定性主要是由于2個過程：連續粗化(CC)和不連續粗化(DC)[12?14]，它們都是形核長大的過程。連續粗化一般發生在層片結構的內部，形核和長大比較困難，對于片層間距相近的層片組織而言，這種過程的演化程度也相近。所以，對于近全層狀結構和全層狀結構來說，層片內部形態相近，CC演化程度也相似。而DC過程則不同于CC過程，它一般形核于晶粒的邊界。而鑄態近全層狀結構在晶界上存在很多雜亂的組織，這種組織結構無疑使DC的形核位置和概率增加，從而使新生的DC晶核“吞噬”附近的層狀晶粒而使層狀結構失穩。

而在900 ℃變形時，層片組織的穩定性明顯下降(圖5(e))，在粗化過程和再結晶過程中，層片組織已經向顆粒狀組織轉化，從而使材料在變形曲線上表現出于近全層狀和近雙態組織相似的特征，峰值應力也明顯處于相近的水平(圖 4(b))，這證明層片界面的強化作用也顯著減弱。

另外從應力應變曲線上還可以看到，組織的變化對材料在彈性變形階段彈性模量的變化也具有較大的影響。一般來說，單相材料的彈性模量對組織不敏感，主要決定于金屬的原子本性與晶格類型[15]。但是，對于多相材料，由于熱處理之后合金中相組成的變化，不同晶格類型的相在組織中所占比例不同，從而導致了不同組織的彈性模量也呈現不同的變化。

對于不同組織的伸長率，在不同溫度變形所涉及的影響因素也不相同。在800 ℃時，由于3種組織中鑄態組織中含有較多對高溫變形起有益作用的β相，從而表現出較高的伸長率；而在900 ℃時，鑄態組織的延伸率并沒有因為其含有較多β相而比其他2種組織的高，相反卻最低。這說明在900 ℃時，對于含β相含量相對較少的合金來說，β相的作用已不是主要因素。組織的均勻程度對高溫變形的影響很大。若在變形時，相鄰的晶粒具有不同的結構，如近全層狀組織和雙態組織中的層狀晶粒和塊狀晶粒，則變形時由于組織特性不同而產生不協調，在晶界處產生“Y”型裂紋[16]，從而提早斷裂。對于本次研究中的3種組織，與全層狀組織相比，近雙態和近全層狀的組織的均勻性較差。雖然在變形過程中會發生DC和再結晶過程，但是，均勻的初始組織也會產生均勻的轉化組織(圖5(e))，所以，全層狀結構具有較高的延性。

4 結論

(1) 采用感應熔煉及氬氣保制備了近層狀的Ti-45Al-7Cr-2Nb合金。通過熱處理可使其結構轉變為全層狀及近雙態結構。

(2) 全層狀結構、近全層狀結構以及近雙態結構合金的強度都隨溫度的升高而下降。全層狀結構在室溫和高溫比其他兩種結構表現出較高的強度水平，這是由全層狀結構所帶來的界面強化(包括片層界面和疇界)所致。

(3) 在800 ℃時，在含少量β相的Ti-45Al-7Cr-2Nb合金中，β相能增加材料的變形能力，但在較高溫度下，變形能力更受組織均勻性的影響。

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