李小兵1,潛坤1,舒磊1,張孟殊1,張金虎2,陳波,1,劉奎1

γ-TiAl合金具有高的比強(qiáng)度、比模量，良好的抗髙溫疲勞、抗蠕變和抗氧化腐蝕等性能，是航空航天、先進(jìn)艦船、軍用戰(zhàn)機(jī)等發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域極具競(jìng)爭(zhēng)力的尖端戰(zhàn)略結(jié)構(gòu)材料[1~4]。然而，作為金屬間化合物，其高溫塑性成形能力差，有效熱加工窗口窄，致使相關(guān)部件制造極其困難，生產(chǎn)成本異常昂貴，這也成為制約γ-TiAl合金應(yīng)用的關(guān)鍵瓶頸[5]。自2008年以來(lái)，國(guó)內(nèi)外專家們通過(guò)降低合金中Al含量(40%~44%，原子分?jǐn)?shù)，下同)，并引入W、Mo、Mn、Cr等β相穩(wěn)定元素研發(fā)了一類新的β凝固γ-TiAl合金[6~8]。該類合金通過(guò)控制較低Al含量使其凝固過(guò)程不經(jīng)過(guò)包晶反應(yīng)，同時(shí)添加適量β穩(wěn)定元素使其在高溫下獲得大量韌性無(wú)序的β相，確保合金具有一定的熱加工窗口，從而使γ-TiAl合金高溫?zé)峒庸ぷ冃纬蔀榭赡堋?

在諸多β凝固γ-TiAl合金中，Tetsui等[9]提出的Ti-42Al-5Mn (原子分?jǐn)?shù)，%，下同)合金，因具有較低的Al含量和足夠量的β相穩(wěn)定元素，可在常規(guī)條件下實(shí)現(xiàn)良好鍛造變形，極大地降低了TiAl部件的成型成本，也打破了一直以來(lái)認(rèn)為γ-TiAl合金難以實(shí)現(xiàn)常規(guī)條件熱變形的傳統(tǒng)觀念。最近，通過(guò)對(duì)Ti-42Al-5Mn的研究發(fā)現(xiàn)，該合金雖突破了常規(guī)條件變形的瓶頸，但是卻存在高溫抗氧化性不足[10]和析出富錳Laves相[11]的2類新問(wèn)題，此2類問(wèn)題同樣會(huì)嚴(yán)重制約其高溫應(yīng)用。在對(duì)Ti-42Al-5Mn合金高溫抗氧化性和組織穩(wěn)定性調(diào)控時(shí)發(fā)現(xiàn)，添加微量的β相穩(wěn)定元素W不僅可大幅改善其高溫抗氧化性[10]，而且還可提高合金組織中βo(有序化的β相)相自身的熱穩(wěn)定性，減少Laves相的析出[12]。另一方面，作為強(qiáng)β相穩(wěn)定元素的W，它的添加也將會(huì)對(duì)合金的相變行為和組織構(gòu)成產(chǎn)生顯著影響，掌握該影響規(guī)律對(duì)合金成分的優(yōu)化設(shè)計(jì)顯得尤為重要，但是有關(guān)W元素添加對(duì)Ti-42Al-5Mn合金相變行為的影響仍未見(jiàn)報(bào)道。

本工作以Ti-42Al-5Mn合金為研究對(duì)象，系統(tǒng)分析了0.5%~1.0%范圍內(nèi)W含量對(duì)合金特征相變點(diǎn)的影響，并研究了不同冷卻方式(水冷、空冷、爐冷)條件下Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0、0.5、0.8、1.0)合金的相變行為，結(jié)合Pandat計(jì)算軟件綜合討論了W含量對(duì)Ti-42Al-5Mn合金相變影響及其機(jī)理。本工作旨在進(jìn)一步掌握β相穩(wěn)定元素對(duì)γ-TiAl合金相變行為的作用規(guī)律，以期為低成本含錳γ-TiAl合金的成分設(shè)計(jì)與優(yōu)化提供指導(dǎo)。

1實(shí)驗(yàn)方法

采用真空感應(yīng)熔煉方式制備約10 kg的Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0、0.5、0.8、1.0)鑄錠，具體制備過(guò)程詳見(jiàn)文獻(xiàn)[13]。TiAl合金中的Al、Mn、W含量采用OPTIMA8300DV電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法分析獲得，對(duì)應(yīng)的化學(xué)成分如表1所示。

表1Ti-42Al-5Mn-xW合金的化學(xué)成分 (atomic fraction / %)

Table 1Chemical compositions of the Ti-42Al-5Mn-xW alloys

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采用SETARAM Evolution 18差示掃描量熱儀(DSC)測(cè)量Ti-42Al-5Mn-xW合金的固態(tài)相變溫度，具體相變測(cè)試方法及結(jié)果詳見(jiàn)文獻(xiàn)[14]，本工作選取x= 0.5和1.0合金作為重點(diǎn)研究對(duì)象。DSC實(shí)驗(yàn)樣品尺寸為直徑3 mm、厚2 mm，總質(zhì)量約為60 mg，表面經(jīng)SiC砂紙研磨和拋光，以獲得最佳導(dǎo)熱性能，實(shí)驗(yàn)在高純Ar氣保護(hù)條件下進(jìn)行，氣體流量為20 mL/min，樣品從室溫以20℃/min的加熱速率加熱至1400℃，然后以20℃/min的冷卻速率冷卻至室溫，記錄其熱流變化。為進(jìn)一步驗(yàn)證上述測(cè)試結(jié)果，辨析不同相變溫度對(duì)應(yīng)的特征相變，選取x= 0.5合金為對(duì)象，開(kāi)展輔助特征溫度的水淬實(shí)驗(yàn)。水淬實(shí)驗(yàn)試樣尺寸為直徑8 mm、厚8 mm，表面機(jī)加后分別封管，管內(nèi)用Ar氣保護(hù)，避免實(shí)驗(yàn)過(guò)程發(fā)生氧化，詳細(xì)實(shí)驗(yàn)方法詳見(jiàn)文獻(xiàn)[14]。

基于上述合金相變特征測(cè)試結(jié)果，對(duì)4種成分鑄錠試樣沿著冒口鑄錠邊緣切取系列直徑8 mm、厚8 mm的試樣，將系列試樣分別在1200℃ (γ+α+β)三相區(qū)和1300℃ (α+β)兩相區(qū)進(jìn)行高溫處理，保溫時(shí)間為1 h，隨后分別以水冷(WC)、空冷(AC)和爐冷(FC)方式冷卻至室溫。采用JXA-8530F電子探針(EPMA)在背散射電子(BSE) 模式條件下對(duì)上述系列處理試樣的拋光組織進(jìn)行觀察。采用Image-Pro Plus 6軟件，選取至少5張EPMA-BSE像統(tǒng)計(jì)顯微組織中不同相或相區(qū)域?qū)?yīng)的體積分?jǐn)?shù)。基于Calphad方法，借助Pandat軟件及其Pan_TiAl熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫(kù)，針對(duì)Ti-42Al-5Mn-xW合金在x= 0~2范圍及溫度區(qū)間在600~1600℃的條件下進(jìn)行相圖計(jì)算。主要涉及液相(liquid，L)、hcp相(α2)、無(wú)序bcc相(β)與有序bcc相(bcc_B2/βo)、γ相及Laves相，考察單相區(qū)、雙相區(qū)及多相區(qū)分布情況，與實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行對(duì)比分析。

采用EPMA附帶的能譜儀(EDS)分析長(zhǎng)期時(shí)效樣品中的γ、α2、βo、Laves相的化學(xué)成分，同時(shí)采用電子背散射衍射(EBSD)分析確定合金中βo、γ、α2、Laves相分布，試樣尺寸為5 mm × 5 mm × 2.5 mm，經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)金相制樣后用氬離子減薄至表面無(wú)明顯變形。然后，將樣品安裝在70°預(yù)傾斜支架上并在配備有EBSD檢測(cè)器的TES-CANMAIA 3 XMH場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)上進(jìn)行檢測(cè)，步長(zhǎng)為30~100 nm，每次測(cè)量總共產(chǎn)生不低于2.4 × 105個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)，以準(zhǔn)確評(píng)估相組成和分布特征。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1合金相變特征

圖1為x= 0.5和1.0合金對(duì)應(yīng)的DSC加熱曲線。根據(jù)熱流變化可推斷，2種合金在加熱曲線上均出現(xiàn)4個(gè)極小值的吸熱峰，表明，2種合金在該溫度附近應(yīng)存在相變反應(yīng)。結(jié)合水淬實(shí)驗(yàn)結(jié)果推斷，2種合金DSC曲線從低溫至高溫對(duì)應(yīng)的4個(gè)吸熱峰依次分別為α2/γ→α2+γ(共析轉(zhuǎn)變開(kāi)始點(diǎn))，α2→α和βo→β有序到無(wú)序轉(zhuǎn)變，γ→β轉(zhuǎn)變(γ相溶解至β相的結(jié)束點(diǎn))，以及α→β轉(zhuǎn)變(α相溶解至β相的結(jié)束點(diǎn))。對(duì)比發(fā)現(xiàn)，2種合金對(duì)應(yīng)的4個(gè)相變溫度點(diǎn)變化并不大，且隨著x由0.5%增加至1.0%，對(duì)應(yīng)的相變溫度點(diǎn)稍有增加。

圖1

圖1Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0.5和1.0)合金的DSC加熱曲線

Fig.1DSC curves of the Ti-42Al-5Mn-xW withx= 0.5 (a) and1.0 (b)

圖2為T(mén)i-42Al-5Mn-0.5W合金在上述吸熱峰溫度附近的水淬試樣EPMA-BSE像。Yang和Lin[15]研究已指出，α和β相有序化轉(zhuǎn)變對(duì)冷卻速率并不敏感，換言之，即使在諸如水淬這樣的高冷速條件下也難以完全抑制有序-無(wú)序化轉(zhuǎn)變，因此本工作在標(biāo)定不同條件下的組織類型時(shí)均以有序相進(jìn)行標(biāo)注。可以看出，當(dāng)溫度由1160℃提高至1170℃，能在原α2/γ片層組織區(qū)域檢測(cè)到明顯的條狀γ相(γlamellae)，表明該溫度下片層組織中部分γlamellae已發(fā)生了回溶，因此1160~1170℃溫度區(qū)間將對(duì)應(yīng)合金的共析轉(zhuǎn)變溫度(Teut)；當(dāng)溫度由1170℃提高至1220℃，片層組織中γlamellae相已基本全回溶于α2相，但在βo相中依然存在大量γ相晶粒(γg)；當(dāng)溫度由1220℃提高至1230℃，βo相中的γg相則已完全回溶，合金開(kāi)始進(jìn)入α+β兩相區(qū)，因此1220~1230℃溫度區(qū)間將對(duì)應(yīng)合金的γ相溶解溫度(Tγ-solv)；當(dāng)溫度由1320℃提高至1330℃，合金由α+β兩相演變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">β單相，該溫度范圍則對(duì)應(yīng)β單相區(qū)溫度(Tβ或Tα)。據(jù)此，結(jié)合DSC的測(cè)試結(jié)果，得到x= 0.5和1.0的2種合金固態(tài)相變對(duì)應(yīng)的特征溫度，如圖3所示?？梢钥闯?，隨著x由0.5增加至1.0，合金Tβ和Tγ-solv幾乎未發(fā)生變化，而Teut小幅度增加。值得指出的是，由DSC測(cè)試結(jié)果看出，x= 0.5和1.0的2種合金分別在1176和1189℃存在吸熱峰。但結(jié)合圖2b和c，x= 0.5合金顯微組織均由α2/γ片層、γlamellae、γg、βo構(gòu)成，組織形態(tài)并未發(fā)生明顯變化。根據(jù)Schwaighofer等[16]和Xu等[14]對(duì)Ti-42Al-5Mn合金相變的研究結(jié)果可知，該吸熱峰應(yīng)為相的有序化溫度點(diǎn)?；谏鲜鼋Y(jié)果可知，Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0.5、1.0)合金的固態(tài)相變路線為：β→β+α→β+α+γ→β(βo) +α(α2) +γ→βo+α2+γ，也就是說(shuō)，0.5%~1.0%含量的W添加并未明顯改變Ti-42Al-5Mn-xW合金的相變路線[14]。

圖2

圖2Ti-42Al-5Mn-0.5W合金不同溫度保溫1 h水淬后的BSE像

Fig.2Back scattering electron (BSE) images of Ti-42Al-5Mn-0.5W alloy after annealing at 1160oC (a), 1170oC (b), 1180oC (c), 1210oC (d), 1220oC (e), 1230oC (f), 1320oC (g), and 1330oC (h) for 1 h，and then water cooling (WC) (γg—γgrain,γlamellae—γlamellae)

圖3

圖3W含量對(duì)Ti-42Al-5Mn-xW合金特征相變溫度的影響

Fig.3Effects of W concentration on the phase transformation temperature in Ti-42Al-5Mn-xW (The data of Ti-42Al-5Mn is quoted from Ref.[14].Teut—eutectoid reaction temperature,Tγ-solv—γphase solvus temperature,Tβ—β-phase single region temperature)

2.2不同冷速下合金的相變行為

2.2.1 (γ+α+β)三相區(qū)冷卻后相轉(zhuǎn)變行為

圖4為4種成分合金在1200℃ (γ+α+β)三相區(qū)處理后以不同方式冷卻對(duì)應(yīng)的顯微組織，對(duì)應(yīng)組織的定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果列于表2?？梢钥闯觯?1) 水冷條件下，4種合金均包括γ、α2、βo相，其中γ相呈現(xiàn)出2種典型形貌，分別是位于α2區(qū)域的γlamellae和位于βo區(qū)域的塊狀γ相(γg)。對(duì)比來(lái)看，隨著x由0.5增加至1.0，合金中γlamellae相含量稍有減少，γg相和βo相含量則呈現(xiàn)增加趨勢(shì)。(2) 空冷條件下，4種合金組織中α2相未能完全轉(zhuǎn)變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">α2/γ片層組織，組織中仍存在較為明顯的α2相，但βo相中析出一種區(qū)別于γlamellae和γg的另一種γ相，將其定義為γp相，這種相以相互交錯(cuò)的針狀形貌存在于βo相中。該實(shí)驗(yàn)結(jié)果也表明，高溫存在的β相自身并不穩(wěn)定，在冷卻過(guò)程會(huì)發(fā)生β→γ轉(zhuǎn)變。對(duì)比來(lái)看，4種成分合金中βo相析出γp相特征并不相同，添加W后βo相中的γp相數(shù)量有所降低，且尺寸更小。這表明，添加W后合金冷卻過(guò)程中β→γ轉(zhuǎn)變得到一定程度的抑制。值得指出的是，空冷過(guò)程中，γg相含量稍有增加，而βo相含量并未出現(xiàn)明顯變化。(3) 爐冷條件下，4種合金組織均由α2/γ片層和晶團(tuán)周圍的γg和βo相構(gòu)成，并未檢測(cè)到針狀的γp相。隨著W含量的增加，合金中α2/γ片層含量明顯減少，當(dāng)x= 0.8和1.0時(shí)，合金組織主要以γg和βo相為主。

圖4

圖4Ti-42Al-5Mn-xW合金1200℃處理1 h后以不同方式冷卻的BSE像

Fig.4BSE images of Ti-42Al-5Mn-xW alloys withx= 0 (a1-a3),x= 0.5 (b1-b3),x= 0.8 (c1-c3), andx= 1.0 (d1-d3) after annealing at 1200oC for 1 h and then WC (a1-d1), air cooling (AC) (a2-d2), and furnace cooling (FC) (a3-d3) (Insets in Figs.4a1 and a2 show the high magnified images.γp—γplatelet)

表2Ti-42Al-5Mn-xW合金1200℃處理1 h后不同冷卻方式下的顯微組織定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果 (volume fraction / %)

Table 2Quantitative statistical results of microstructures for Ti-42Al-5Mn-xW alloys treated at 1200oC for 1 h and then cooled with different methods

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2.2.2 (α+β)兩相區(qū)冷卻后相轉(zhuǎn)變行為

圖5是4種成分合金在1300℃ (α+β)兩相區(qū)處理后以不同方式冷卻對(duì)應(yīng)的顯微組織，對(duì)應(yīng)組織的定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果列于表3。可以看出：(1) 水冷條件下，4種合金均包括α2和βo相，但對(duì)于Ti-42Al-5Mn合金，在該溫度下水冷后βo相區(qū)域析出一些針狀的${?}_{\mathrm{2}}^{\text{'}}$相，這主要是由于高溫β相在水淬過(guò)程發(fā)生切變馬氏體轉(zhuǎn)變所致[17]。隨著W的加入，該馬氏體轉(zhuǎn)變得到抑制。另外，與1200℃處理類似，在1300℃處理時(shí)，添加W后合金中βo相含量也得到顯著的增加，當(dāng)x= 1.0時(shí)，組織中βo相含量約為未添加時(shí)的3倍。(2) 空冷條件下，4種合金中均包括γ、α2和βo相，其中γ相為針狀γp相，該現(xiàn)象與1200℃ (γ+α+β)三相區(qū)實(shí)驗(yàn)結(jié)果類似。值得指出的是，與水冷組織相比，各成分合金β相區(qū)域體積分?jǐn)?shù)均出現(xiàn)一定降低，α2相含量有所增加，且當(dāng)x= 0.8和1.0時(shí)，β相區(qū)域體積分?jǐn)?shù)降低最為顯著。表明，在空冷條件下，高溫β相除了發(fā)生β→γ相變外，還伴隨β→α相變，進(jìn)而使得空冷條件對(duì)應(yīng)組織中α2相增多，βo相含量減少。該現(xiàn)象與1200℃ (γ+α+β)三相區(qū)處理空冷后βo相含量變化行為存在明顯差異。(3) 爐冷條件下，4種合金組織均由α2/γ片層和晶團(tuán)周圍的γg和βo相構(gòu)成。與1200℃處理1 h爐冷結(jié)果不同，該條件下4種合金均獲得了一定數(shù)量的等軸片層組織。值得說(shuō)明的是，添加W后片層組織晶團(tuán)大小得到了明顯細(xì)化，分別由原始的52.9 μm減小至42.9 μm (x= 0.5)、37.3 μm (x= 0.8)、33.2 μm (x= 1.0)，且晶團(tuán)周圍的γg和βo相含量也有明顯增加。

圖5

圖5Ti-42Al-5Mn-xW合金1300℃處理1 h后以不同方式冷卻的BSE像

Fig.5BSE images of Ti-42Al-5Mn-xW alloys withx= 0 (a1-a3),x= 0.5 (b1-b3),x= 0.8 (c1-c3), andx= 1.0 (d1-d3) after annealing at 1300oC for 1 h and then WC (a1-d1), AC (a2-d2), and FC (a3-d3) (Insets in Figs.5a1-d1 show the high magnified images)

表3Ti-42Al-5Mn-xW合金1300℃處理1 h后不同冷卻方式下的顯微組織定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果 (volume fraction / %)

Table 3Quantitative statistical results of microstructures for Ti-42Al-5Mn-xW alloys treated at 1300oC for 1 h and then cooled with different methods

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3分析討論

3.1 W含量對(duì)Ti-42Al-5Mn-xW合金相變路線的影響

通常而言，在γ-TiAl合金基礎(chǔ)上添加β相穩(wěn)定元素和降低合金中Al含量是發(fā)展易變形β凝固γ-TiAl合金的關(guān)鍵和前提[18]。有關(guān)Al含量對(duì)γ-TiAl合金相變路線的影響已得到廣泛研究[19]，但是對(duì)于β相穩(wěn)定元素對(duì)合金相變路線的影響仍未得以完全澄清。一般地，β相穩(wěn)定元素包括Cr、Mn、V、W、Mo、Fe和Nb等，且因各自在β相(或βo)中的固溶傾向差異，使得元素對(duì)β相穩(wěn)定作用和合金相變行為影響也有所不同[20]。從本工作獲得的相變實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，對(duì)于Ti-42Al-5Mn-xW合金，(0.5%~1.0%)W添加后并未改變其相變路線，固態(tài)相變路徑均為β→β+α→β+α+γ→β(βo) +α(α2) +γ→βo+α2+γ。另一方面，從DSC測(cè)試結(jié)果可發(fā)現(xiàn)(圖3)，(0.5%~1.0%)W合金化后會(huì)在一定程度上提高合金α→α2＋γ共析溫度(約10℃)，對(duì)γ相溶解溫度(Tγ-solv)和α相溶解溫度(Tα或Tβ)影響很小。該實(shí)驗(yàn)規(guī)律與Nb的影響類似，文獻(xiàn)[21]中指出，Nb添加對(duì)α→α2+γ轉(zhuǎn)變溫度影響顯著大于Tα，具體如，對(duì)于Ti-45Al，當(dāng)Nb含量由0分別提高至8%和10%時(shí)，共析轉(zhuǎn)變溫度由1119℃提高至1168和1264℃，提高幅度可達(dá)49和145℃。對(duì)于β穩(wěn)定元素含量的繼續(xù)增加是否能進(jìn)一步提升共析轉(zhuǎn)變溫度目前報(bào)道結(jié)果并不相同。如對(duì)于Ti-44Al[22]，當(dāng)Mo含量由0增至1.65%，合金的α→α2+γ轉(zhuǎn)變溫度逐漸提高，由1100℃增加至1163℃，提高幅度為63℃，但隨著Mo含量進(jìn)一步增加(如7%)，該轉(zhuǎn)變溫度并未發(fā)生明顯變化。這與上述Nb的影響并非一致。從整個(gè)合金相圖影響看，β穩(wěn)定元素提高合金的α→α2+γ共析溫度與其將β相區(qū)擴(kuò)至高Al區(qū)有關(guān)，這也是β相穩(wěn)定元素提高共析轉(zhuǎn)變溫度的根本原因所在[21]。

圖6是采用Pandat計(jì)算軟件計(jì)算獲得的(0~2%)W含量的Ti-42Al-5Mn-xW合金相圖，包含α2、β與βo、L10-TiAl相(γ)及C14結(jié)構(gòu)的Laves相。圖中豎線上對(duì)應(yīng)的字母a、b、c分別對(duì)應(yīng)x= 0.5和1.0合金采用DSC方法獲得的Teut、Tγ-solv、Tβ。由圖可知，隨著W含量的變化，Ti-42Al-5Mn合金相變路線發(fā)生一定變化，且合金低溫條件下的平衡組織與前文所述不同。具體地，x= 0合金凝固和固態(tài)相變路線為L(zhǎng)→L +β→β→β+α→β+α+γ→β+α2+γ→α2+γ+ Laves，x= 0.5合金為L(zhǎng)→L +β→β→β+α→β+α+γ→β+α2+γ→α2+γ+ Laves→βo+α2+γ+ Laves，x= 1.0合金為L(zhǎng)→L +β→β→β+α→β+α+γ→β+γ→β+α2+γ→βo+α2+γ+ Laves。值得指出的是，計(jì)算結(jié)果表明，對(duì)于x= 0合金，高溫β單相區(qū)十分狹窄，幾乎表現(xiàn)出從(L +β)相區(qū)直接過(guò)渡至(β+α)相區(qū)，這與Tetsui等[9]和Xu等[14]實(shí)驗(yàn)結(jié)果并不吻合。此外，通過(guò)對(duì)比實(shí)驗(yàn)和計(jì)算獲得的特征轉(zhuǎn)變溫度發(fā)現(xiàn)，除了Tγ-solv與計(jì)算結(jié)果較為吻合外，Teut和Tβ數(shù)值相差較大。

圖6

圖6Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0~2)相圖計(jì)算結(jié)果

Fig.6Calculated phase diagram of Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0-2) (The investigated alloys with the nominal composition Ti-42Al-5Mn-0.5W and Ti-42Al-5Mn-1.0W are indicated by vertical lines. L—liquid; lettersa,b, andcindicateTeut,Tγ-solv, andTβ, respectively)

另一方面，計(jì)算結(jié)果也證實(shí)，隨著W的添加，合金的β單相區(qū)逐漸擴(kuò)大，該結(jié)果也表明W添加可拓寬Ti-42Al-5Mn-xW合金的有效熱加工窗口，改善合金的熱加工性。對(duì)比不添加W或W添加量較低時(shí)的低溫相區(qū)可以看出，合金對(duì)應(yīng)的平衡相為α2+γ+ Laves，而W添加量達(dá)到一定程度時(shí)(如圖中0.15%以上)，平衡相卻變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">βo+α2+γ+ Laves，即部分βo相被保留了下來(lái)。一般來(lái)說(shuō)，合金室溫組織保留的βo相是由于Mn、W、Nb等β穩(wěn)定元素對(duì)高溫β相強(qiáng)烈的穩(wěn)定作用，致使合金高溫冷卻過(guò)程中β→α相變無(wú)法完全轉(zhuǎn)變，進(jìn)而使部分高溫β相保留至低溫形成βo相[20]，而僅通過(guò)降低TiAl合金中的Al含量無(wú)法將高溫β相保留至鑄態(tài)組織中[23]。換言之，室溫βo相應(yīng)屬于β相的過(guò)飽和有序相，該相在一定熱激活條件下會(huì)發(fā)生進(jìn)一步的平衡轉(zhuǎn)變。對(duì)于一些Nb含量較高的γ-TiAl體系，例如Ti-45Al-10Nb[24,25]、Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B[26]，合金中βo相在700~950℃溫度范圍內(nèi)可發(fā)生βo→ωo(Ti4Al3Nb)和βo→γ2種轉(zhuǎn)變。而對(duì)于含Mn的Ti-42Al-5Mn合金[10]，βo相在近服役溫度下會(huì)析出γ和Laves相(C14結(jié)構(gòu)的Ti(Mn, Al)2)，同時(shí)βo基體將完全轉(zhuǎn)變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">α2相。據(jù)此也解釋了Ti-42Al-5Mn-xW合金近服役溫度下(600~900℃)的平衡相為α2+γ+ Laves，而非傳統(tǒng)意義上認(rèn)為的βo+α2+γ。為進(jìn)一步證實(shí)圖6中W對(duì)Ti-42Al-5Mn合金近服役溫度下的平衡相的影響，分析了Ti-42Al-5Mn-0.5W合金在800℃長(zhǎng)期保溫720 h后合金中的相構(gòu)成情況，顯微組織結(jié)果如圖7所示，圖7b中箭頭所指相的化學(xué)成分列于表4。可以看出，即使在800℃處理720 h條件下，合金對(duì)應(yīng)組織仍由γ、α2、βo、Laves相構(gòu)成，其中Laves相是一種富Mn貧W的相，屬于原βo相在熱激活條件下發(fā)生失穩(wěn)轉(zhuǎn)變所產(chǎn)生的析出相，而βo相為一種富W相，由于W強(qiáng)烈的富集增加了該區(qū)域βo相的熱穩(wěn)定性，確保部分βo相得以保存。對(duì)于W合金化的Ti-42Al-5Mn-xW合金βo相熱激活條件下的轉(zhuǎn)變行為與機(jī)理可參見(jiàn)文獻(xiàn)[27]。據(jù)此認(rèn)為，800℃長(zhǎng)期時(shí)效實(shí)驗(yàn)結(jié)果與圖6中不同W含量Ti-42Al-5Mn-xW合金低溫區(qū)域相構(gòu)成熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果吻合。由于Laves相屬于一種長(zhǎng)期時(shí)效后的析出相，因此在水冷、空冷、爐冷等冷卻條件下難以獲得，盡管如此，對(duì)于適宜W合金化的Ti-42Al-5Mn-xW合金，它在近服役溫度下的平衡相已由Ti-42Al-5Mn-xW合金的α2+γ+ Laves逐漸演變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">βo+α2+γ+ Laves。上述系列研究結(jié)果表明，β凝固γ-TiAl合金中亞穩(wěn)βo相的最終平衡相與合金成分存在直接關(guān)系，不同合金成分的βo相將對(duì)應(yīng)不同的平衡相。鑒于亞穩(wěn)βo相轉(zhuǎn)變行為近年才得到業(yè)內(nèi)的關(guān)注，因此早期的一些TiAl相圖仍將βo相視為一種平衡相[22,23,28]。

圖7

圖7Ti-42Al-5Mn-0.5W合金800℃保溫720 h后的顯微組織

Fig.7Microstructures of Ti-42Al-5Mn-0.5W after aging at 800oC for 720 h

(a) EPMA-BSE image

(b) an enlarged view of the box in Fig.7a

(c) EBSD image

表4Ti-42Al-5Mn-0.5W經(jīng)800℃處理720 h后原βo微區(qū)不同相EDS化學(xué)成分分析結(jié)果 (atomic fraction / %)

Table 4Chemical compositions of the different phases in the originalβoregion for the Ti-42Al-5Mn-0.5W after aging at 800oC for 720 h used by EPMA-EDS

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3.2 W含量對(duì)Ti-42Al-5Mn-xW合金片層組織的影響

通過(guò)對(duì)比(γ+α+β)三相區(qū)和(α+β)兩相區(qū)保溫后爐冷組織(圖4和5)發(fā)現(xiàn)，(γ+α+β)三相區(qū)處理時(shí)，0.5%~1.0%W添加會(huì)顯著降低Ti-42Al-5Mn-xW合金中的α2/γ片層組織，當(dāng)W含量為0.8%和1.0%時(shí)，合金組織中幾乎以γ相和βo相為主，僅含有少量α2/γ片層組織。而(α+β)兩相區(qū)處理時(shí)，4種合金均為近片層組織，對(duì)比來(lái)看，x= 0合金片層晶團(tuán)尺寸較大(約52.9 μm)，而W合金化后，片層晶團(tuán)得到明顯細(xì)化，且細(xì)化效果隨著W含量由0.5%提高至0.8%和1.0%后逐漸增強(qiáng)(42.9 μm→37.3 μm→33.2 μm)。

W合金化對(duì)Ti-42Al-5Mn-xW合金片層組織產(chǎn)生影響與其對(duì)合金相變影響有關(guān)。本課題組[13]最近研究證實(shí)，Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0~1.0)合金中，W在βo相中的富集傾向約為Mn的5.6倍，表明，W元素的β穩(wěn)定作用幾乎是Mn的6倍。因此與Ti-42Al-5Mn合金相比，1200℃爐冷條件下，含W合金中，W在βo相中強(qiáng)烈的固溶傾向極大地增加了βo相的熱穩(wěn)定性，進(jìn)而在很大程度上抑制β→α轉(zhuǎn)變，α→α2+γ轉(zhuǎn)變隨之減少，片層組織含量也就更低。這與Singh等[29]報(bào)道的強(qiáng)β穩(wěn)定元素Cr含量對(duì)Ti-45Al-8Nb合金相變行為影響結(jié)果類似，他們發(fā)現(xiàn)隨著Cr含量由0增至4%，鑄態(tài)組織由近片層已演變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">γ晶粒和βo相為主的組織。但是從1200和1300℃ 2個(gè)特征溫度處理后緩慢冷卻(爐冷)對(duì)應(yīng)的組織發(fā)現(xiàn)，強(qiáng)β元素W對(duì)Ti-42Al-5Mn-xW合金中片層組織含量影響還與處理溫度有關(guān)，在1300℃ (α+β)兩相區(qū)高溫處理后，緩慢冷卻時(shí)，即使在1%W添加條件下也可獲得片層組織為主的近片層組織(圖5d3)。對(duì)比4種成分合金在1200和1300℃保溫1 h后水冷、空冷組織發(fā)現(xiàn)，在1200℃ (γ+α+β)三相區(qū)處理時(shí)，空冷條件下，雖然高溫β相區(qū)域在冷卻過(guò)程中會(huì)發(fā)生少許β→γ轉(zhuǎn)變(圖5)，但原高溫β相區(qū)域?qū)?yīng)的面積分?jǐn)?shù)并未發(fā)生明顯變化，即該過(guò)程并未發(fā)生明顯的β→α轉(zhuǎn)變；不同的是，在1300℃ (α+β)兩相區(qū)處理時(shí)，W含量較高(如0.8%和1.0%)的Ti-42Al-5Mn-xW合金空冷后對(duì)應(yīng)組織中β相含量較水冷組織明顯降低，即在空冷過(guò)程除了發(fā)生β→γ轉(zhuǎn)變外，還伴隨β→α轉(zhuǎn)變的發(fā)生。這主要是因?yàn)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">β→α轉(zhuǎn)變一方面與β相自身穩(wěn)定性有關(guān)，另一方面也與高溫β→α相轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)條件有關(guān)，由于β→α屬于高溫轉(zhuǎn)變，處理溫度越高，在緩慢冷卻過(guò)程中，高溫停留時(shí)間越長(zhǎng)，β→α轉(zhuǎn)變也會(huì)越多，進(jìn)而在低溫共析轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生更多α2/γ片層組織。此外，W添加后可大幅增加高溫時(shí)合金中的β相含量(圖5)，該β相可以發(fā)揮足夠的釘扎α晶粒長(zhǎng)大的作用，減弱α相長(zhǎng)大傾向，冷卻過(guò)程中發(fā)生的β→α轉(zhuǎn)變?cè)瓌t上可形成12種不同位向的α變體[30]，這種被釘扎過(guò)的細(xì)小α變體在隨后冷卻過(guò)程中會(huì)繼續(xù)形成更細(xì)小的片層狀結(jié)構(gòu)，從而使得含W合金片層晶團(tuán)較Ti-42Al-5Mn合金更為細(xì)小。

4結(jié)論

(1) 隨著W含量由0.5%提高至1.0%，Ti-42Al-5Mn-xW合金Tβ和Tγ-solv溫度幾乎未發(fā)生變化，而Teut溫度有了小幅度的增加。

(2) 0.5%~1.0%W添加會(huì)在一定程度上影響Ti-42Al-5Mn-xW合金固態(tài)相變路線，隨著W含量的增加，因W元素較Mn具有更強(qiáng)的β穩(wěn)定作用，合金近服役溫度下的平衡相由α2+γ+ Laves逐漸演變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">βo+α2+γ+ Laves。

(3) W添加會(huì)對(duì)Ti-42Al-5Mn-xW合金片層組織特征產(chǎn)生顯著影響。在(γ+α+β)三相區(qū)處理時(shí)，隨著W含量的提高，合金緩冷后組織中片層含量顯著降低，當(dāng)W含量為0.8%和1.0%時(shí)，合金組織以γ晶粒和βo相為主。在(α+β)兩相區(qū)處理時(shí)，合金緩冷后均為近片層組織，且隨著W含量由0.5%提高至1.0%，片層組織晶團(tuán)得到明顯細(xì)化。