V元素摻雜對粉末冶金Ti2AlNb合金顯微組織的影響

李 博，王俊勃，劉江南，竇 博，黃 晟，王振楠，梅金娜

(1.西安工程大學, 陜西 西安 710048)(2.蘇州熱工研究院有限公司, 江蘇 蘇州 215004)

Ti2AlNb合金為Ti-Al系金屬間化合物合金，在高溫狀態下具有較高的強度、優異的抗蠕變性能及斷裂韌性，是國內外先進航空發動機關鍵部件的優選材料之一[1-3]。Ti2AlNb合金以正交結構O相為基礎相，主要組成相包括α2相、B2相和O相。其中，α2相化學組成為Ti3Al或(Ti,Nb)3Al，具有hcp結構；B2相化學組成為Ti中固溶Nb、Al元素，屬于有序bcc結構；O相的化學組成為Ti2AlNb，是具有Cmcm空間群的三元有序正交晶體結構。

目前，主要采用精密鑄造或鍛造+焊接工藝制備Ti2AlNb合金構件，但因構件結構復雜，存在難以完全解決的縮孔、疏松、成分偏析等問題，導致廢品率高且構件使用可靠性受到影響[4]。

粉末冶金技術能夠有效解決上述工藝中存在的問題，但若燒結工藝選擇不當會導致粉末被氧化繼而試樣發生脆裂。放電等離子燒結(spark plasma sintering，SPS)是一種新型粉末冶金技術，通過真空脫氣處理可有效避免燒結過程中粉末元素被氧化，是制備Ti2AlNb合金的主要方法之一。目前，相關研究主要集中在通過成分優化和改進熱處理工藝來提高Ti2AlNb合金的綜合性能[5-9]。已有研究表明[10-12]，摻雜V元素可提供額外的載流子，進而影響金屬的結晶行為，提高Ti2AlNb合金的非晶穩定性，從而改善其塑性。但關于V摻雜量對Ti2AlNb合金顯微組織影響機理的研究尚不完善。

本研究首先采用高能球磨法制備摻雜V元素的Ti2AlNb預合金粉末，再利用SPS工藝制備Ti2AlNb合金，并對其顯微組織及相結構進行研究，以探究V元素摻雜量對Ti2AlNb合金顯微組織的影響機理。

1 實 驗

以Al-Ti合金粉(粒徑75 μm)、Ti單質粉、Nb單質粉、V單質粉為原料，采用濕法高能球磨工藝制備Ti2AlNb預合金粉末。分散劑為無水乙醇，大、中、小磨球比例為1∶1∶1。表1為Ti2AlNb預合金粉末的化學成分配比。

表1 Ti2AlNb預合金粉末的化學成分配比(at%)

將Ti2AlNb預合金粉末置入模具中進行冷壓成型，成型壓力600 MPa，保壓時間5 min。對冷壓成型后的壓坯進行200 ℃/2 h退火處理，以降低壓坯內應力。采用SPS工藝制備Ti2AlNb合金，燒結溫度1050 ℃，燒結壓力24 MPa，保溫時間20 min。圖1為Ti2AlNb合金制備工藝示意圖。

圖1 Ti2AlNb合金制備工藝示意圖

利用掃描電子顯微鏡(SEM)、能譜儀(EDS)和X射線衍射儀(XRD)對Ti2AlNb預合金粉末及燒結合金的顯微組織、微區成分和物相結構進行分析。

2 結果與討論

2.1 預合金粉末的組織變化

圖2為Ti2AlNb預合金粉末球磨前、球磨后及退火后的微觀形貌。從圖2可以看出，球磨前粉末呈不規則的塊狀，球磨后粉末出現細小的胞狀晶，胞狀晶直徑為3～6 μm。經過200 ℃/2 h退火后，粉末的胞狀晶尺寸與分布較為均勻，直徑為5.6～18.6 μm。對比圖2b、2c可以看出，退火后粉末的胞狀晶顯著長大。

圖2 Ti2AlNb預合金粉末的微觀形貌

圖3為Ti2AlNb預合金粉末在球磨與退火處理過程中微觀形貌變化的示意圖。球磨過程中，合金粉末發生了冷焊、斷裂、復合過程[5]。Ti2AlNb預合金粉末承受了來自高能球磨的能量，使得粉末內部產生內應力[13]。退火過程中，內應力得以釋放[9]，胞狀晶獲得生長。

圖3 Ti2AlNb預合金粉末微觀形貌變化示意圖

圖4為退火后Ti2AlNb預合金粉末的XRD圖譜。從圖4可以看出，預合金粉末以bcc結構的β相為主，沒有氧化物相存在。這說明Ti2AlNb預合金粉末未發生氧化，可以進行SPS熱壓燒結[14]。

圖4 退火后Ti2AlNb預合金粉末的XRD圖譜

2.2 V元素對Ti2AlNb合金組織的影響機理分析

V元素摻入Ti基合金中易形成共價鍵，達到強化晶界強度的作用。根據V元素在Ti-Al系合金中的基本特性[15-17]，提出一種新的假設：

(1) V元素的摻入對合金的結晶方式有很大影響。攜帶載流子的V原子會占據O相(Cmcm三元正交結構)中原本Ti原子的位置，造成晶格畸變，如圖5所示。

圖5 O相結構示意

(2) 圖6為V元素摻入對Ti2AlNb合金相變的影響示意圖。摻入V元素后，Ti2AlNb合金中hcp結構向bcc結構轉化受阻，以下轉變受到抑制：

基于以上假設，對V含量0%～3%(原子分數，下同)的Ti2AlNb合金分別進行XRD、SEM及EDS分析，驗證假設的合理性。

2.2.1 XRD分析

圖7為不同V含量Ti2AlNb合金的XRD圖譜。從圖7可以看出，無V的 Ti2AlNb合金中有少量α2、B2和O相存在。添加V元素后，合金中出現大量新生α2相(α′相)，且O相衍射峰強度增大，說明適量添加V元素對合金中α2相與O相的形成具有增強作用。V含量為2%時，Ti2AlNb合金的α2相衍射峰強度最大，V含量增大到3%時，α2相衍射峰強度明顯降低。

圖7 不同V含量Ti2AlNb合金的XRD圖譜

以上各相含量隨V含量變化的特征與V原子填補Ti原子位置造成晶格畸變的機制相符，表明了假設(1)占位機制的合理性。被占據的Ti位置有限，當Ti位置被全部占據時，抑制hcp結構向bcc結構轉變的作用達到最大。隨著V含量的繼續增大，V原子無法占據更多點位，只能游離于O相之外，抑制作用減弱，α2相含量降低。因O相存在于B2相(hcp結構)上，其含量也相應降低。

2.2.2 微觀形貌及能譜分析

為進一步探究V元素對Ti2AlNb合金組織中相的影響及假設的合理性，結合XRD物相分析結果，對4組SPS燒結試樣進行微區成分分析。圖8為不同V含量Ti2AlNb合金的顯微組織及能譜分析結果。在相同SPS燒結工藝下，不含V的Ti2AlNb合金各相邊界明顯，基體部分有少量針狀晶出現。隨著V元素含量的增加，邊界尖銳的長條狀組織逐漸轉變為分布均勻且邊界圓潤的塊狀組織，當V含量為3%時,Ti2AlNb合金中出現了網籃組織，基體中分布有細小均勻的層片組織。

由圖8a可知，A區域Ti元素含量達94.69%，以Ti單質相為主，伴有少量α2相； B區域主要成分為(Ti，Nb)3Al與Ti2AlNb，結合XRD分析結果，為B2相與O相(基體部分為B2相，針狀晶為O相)。由圖8b可知，A區域為有V元素摻雜的O相與少量α2相，B區域為B2相與α2相。結合XRD分析結果，B區域的α2相為添加V元素后產生的新生α2相。由圖8c可知，Ti2AlNb-2V合金與Ti2AlNb-1V合金組織及其相應區域元素比例相似，A區域為含有V元素的O相與少量未轉化完全的α2相，B區域為B2相與α2相。由圖8d可知，Ti2AlNb-3V合金組織中出現了均勻層片狀網籃組織。能譜結果顯示A區域的Al元素含量為76.66%，且無V元素分布，主要為TiAl3；B區域元素比例接近于Ti2AlNb與Nb3Al，主要相為O相+α2相，表明V主要聚集于B區域的O相，即均勻層片組織中。

圖8 Ti2AlNb合金的顯微組織及能譜分析結果

能譜分析表明，V元素均聚集于O相存在的區域，表明V元素對合金的影響作用于O相，即假設中的空位影響機制作用于O相，并因此影響了hcp結構向bcc結構的轉變。此外，隨V元素摻雜量的提升， O相區域的Ti元素比例下降，驗證了V作用于O相且替代了其中的Ti元素這一假設的可能性。

由以上分析可知，Ti2AlNb合金在SPS燒結過程中的相轉變如下。

(1)

α2+α′+B2+O (V聚集)

(2)

3 結 論

(1) Ti2AlNb預合金粉末經高能球磨后出現細小胞狀晶，退火后粉末內應力得以釋放，胞狀晶長大。

(2) V元素的摻雜對Ti2AlNb合金的相轉變有顯著影響。V元素會影響Ti2AlNb合金的結晶方式，抑制hcp結構向bcc結構轉變，使α2相與O相含量增加，且當V含量為2%時轉變抑制作用最強，α2相含量最高。

(3) V元素的摻雜對Ti2AlNb合金的顯微組織有顯著影響。隨著V含量增大，Ti2AlNb合金中針狀O相組織趨向于圓潤并均勻分布，當V含量為3%時出現均勻層片狀網籃組織。