真空銅模吸鑄三元Ti-44Al-6Nb合金凝固組織演化研究

　　摘要：采用真空非自耗電弧爐和銅模真空吸鑄設備分別制備了三元Ti-44Al-6Nb合金鈕扣鑄錠和真空吸鑄棒狀試樣(準5mm×90mm)，借助掃描電鏡和能譜及X射線衍射儀分別研究了合金鑄態(tài)和吸鑄凝固組織的形貌、成分以及相組成，同時利用Thermo-Calc軟件計算了Ti-Al-6Nb合金變溫截面相圖并預測了凝固路徑。結果表明：通過相圖及鑄態(tài)凝固組織特征分析，初生相為β相，凝固路徑為單一β相的凝固，鑄態(tài)組織均勻化，白色β型偏析呈條狀分布，未觀察到明顯的凝固偏析;真空銅模吸鑄急冷區(qū)凝固組織均勻、細化且無凝固偏析，而在糊狀區(qū)呈現(xiàn)出明顯的枝晶形貌且具有典型的包晶凝固特征，這表明隨著冷卻速率的降低，凝固路徑由單一β相凝固轉變?yōu)榘獭?/p>

　　閔志宇; 柳翊; 李豪; 曹永青; 王靜科; 程旭; 張偉， 熱加工工藝 發(fā)表時間：2021-08-05

　　關鍵詞：真空吸鑄;相圖;冷卻速率;凝固路徑;包晶凝固

　　γ-TiAl合金具有低密度、高彈性模量、抗蠕變、抗氧化以及良好的高溫強度等特點，諸多良好的性能已引起了廣大學者的廣泛關注，但其較低的室溫塑性一直是需要解決的難題之一[1-3]。隨著對γ-TiAl合金服役溫度和性能的更高需求，β相穩(wěn)定元素的添加成為γ-TiAl合金成分設計重要發(fā)展的趨勢之一，其中Nb元素是主要添加的β相穩(wěn)定元素之一[2]。高Nb-TiAl合金是我國研發(fā)的γ-TiAl合金，因其優(yōu)良的性能被廣泛應用于航空航天、汽車工業(yè)、軍事等領域[2]。但高Nb元素的添加會使TiAl合金相圖向高Al和高溫方向發(fā)生偏移，同時使β相區(qū)擴大而α相區(qū)縮小[4]，同時會使TiAl合金的凝固組織特征、凝固路徑以及相組成發(fā)生改變[3，5]。此外，冷卻速率對TiAl合金凝固組織特征也有重要影響，如：Ti-45Al-5Nb-0.2B-0.2C(at%)合金增壓器葉輪的薄壁區(qū)厚度僅為0.7mm，該部位的冷卻速率極高，對薄壁區(qū)的凝固組織和鑄件質量及性能都會有一定程度的影響[1]，真空銅模吸鑄能夠極大地提高TiAl合金的冷卻速率，甚至使冷卻速率達到急冷快速凝固的范疇[6-8]，從而為研究冷卻速率對TiAl合金的凝固組織特征和凝固路徑提供了有效途徑。

　　本文采用真空非自耗電弧爐和真空吸鑄設備分別制備了Ti-44Al-6Nb合金鈕扣鑄錠和真空吸鑄棒狀試樣(準5mm×90mm)。依據(jù)Thermo-Calc軟件熱力學計算了Ti-Al-6Nb變溫截面相圖，分析鑄態(tài)Ti-44Al-6Nb合金的凝固路徑和顯微組織形貌特征以及合金的相組成，同時基于真空吸鑄棒狀試樣的凝固組織形貌特征和相組成分析結果，研究冷卻速率對真空銅模吸鑄Ti-44Al-6Nb合金凝固組織特征和相組成以及凝固路徑的影響。

　　1試驗方法

　　本文試驗采用的合金名義成分為Ti-44Al-6Nb(at%，下同)。該合金的原材料采用高純度Ti板(99.97wt%)、高純度Al錠(99.99wt%)、高純度Ti52.7Nb屑(99.99wt%)，所用Ti-44Al-6Nb合金鈕扣鑄錠在真空非自耗電弧爐中反復熔煉3次以上，能夠一定程度上減少合金成分的不均勻性。鈕扣鑄錠質量損失小于0.3%，質量約為30g[9]。此外，Ti-44Al-6Nb合金棒狀試樣(準5mm×90mm)在真空銅模吸鑄設備中制備，以高純氬氣(99.995%)作為保護氣氛有效阻止了凝固過程中氧化物的形成，能夠制備成型良好且表面光亮整潔的棒狀試樣。該設備示意圖如圖1所示。沿試樣縱截面剖開，進行預磨、拋光和腐蝕，本試驗使用的腐蝕劑為：10vol%HNO3+10vol%HF+80vol%H2O(vol%)。采用EVO18，ZEISS型掃描電鏡(SEM)對不同試樣的顯微組織形貌進行觀察分析，并采用掃描電鏡所配備的能譜分析儀(EDS)對試樣不同區(qū)域的元素分布進行分析，同時借助X射線衍射儀(XRD)對試樣的相組成進行分析研究。

　　2結果與討論

　　2.1變溫截面相圖分析

　　依據(jù)Ti-Al-Nb合金的相關參數(shù)[10]，利用ThermoCalc軟件計算了Ti-Al-6Nb變溫截面相圖，結果如圖2所示。與二元TiAl合金相圖相比，添加β相穩(wěn)定元素后，會使二元TiAl相圖向高Al和高溫方向發(fā)生偏移[4，9，11]。6at%Nb添加之后，TiAl合金的包晶平臺溫度由1763K提高至1780K，圖2中的點劃線表示出了Ti-44Al-6Nb合金的凝固路徑，表明該合金的凝固路徑是以β為初生相的單一β相凝固。

　　依據(jù)上述分析可知，Ti-44Al-6Nb合金在近平衡凝固條件下，其凝固路徑為：L邛L+β邛β邛α+β邛(α2+γ)+B2。

　　2.2鑄態(tài)組織

　　鑄態(tài)Ti-44Al-6Nb合金鈕扣錠的凝固組織形貌如圖3所示。圖3(a)鑄態(tài)低倍凝固組織呈現(xiàn)出均勻細化的形貌特征，無明顯的枝晶偏析，在灰色基體上存在白色不規(guī)則片狀相。由表1EDS分析結果表明：白色不規(guī)則片狀相的Al元素含量明顯偏低，Nb元素含量明顯高于名義成分，應為高溫初生β相經(jīng)過有序化轉變殘余至室溫形成的室溫B2相，而冷卻速率在凝固過程中一定程度上影響B(tài)2相的形成，從而形成白色的網(wǎng)絡狀β型偏析。從圖3(b)高倍凝固組織可以觀察到明顯的白色網(wǎng)絡狀β型偏析，該種β型偏析通常存在于含β相穩(wěn)定元素的鑄態(tài)γ-TiAl合金中[12-13]。EDS分析結果表明：該白色的網(wǎng)絡狀β型偏析的Nb元素含量也明顯偏高，Al元素含量偏低。在凝固組織中存在白色的細條狀B2相殘余和網(wǎng)絡狀β型偏析，是典型的單一β相凝固特征。隨著凝固過程的持續(xù)進行，冷卻速率不斷降低，最終形成片層結構(α2+γ)，這也與Ti-Al-6Nb合金變溫截面相圖計算結果一致。

　　2.3吸鑄組織

　　圖4為真空銅模吸鑄三元Ti-44Al-6Nb合金(準5mm×90mm)棒狀試樣凝固組織形貌。從圖4(a)急冷區(qū)低倍凝固組織能夠清晰地觀察到白色的脈絡狀β型偏析和B2相，并未存在明顯的枝晶偏析。與鑄態(tài)組織相比，白色的脈絡狀β型偏析和B2相體積分數(shù)有所降低，這表明冷卻速率提高在一定程度上抑制了β型偏析和B2相的形成，這與已報道的文獻研究結果一致[14]。從圖4(b)急冷區(qū)高倍凝固組織可以觀察到明顯的白色塊狀B2相，EDS分析結果表明：B2相的Nb元素含量有所降低，明顯低于鑄態(tài)組織中的B2相，但高于名義成分，而Al元素含量也有所降低。同時可以觀察到片層結構(α2+γ)。從圖4(c)糊狀區(qū)低倍凝固組織發(fā)現(xiàn)存在一定的凝固偏析，枝晶形貌明顯。此外，枝晶內部存在少量的白色脈絡狀β型偏析，呈現(xiàn)出包晶凝固特征。從圖4(d)糊狀區(qū)高倍凝固組織能更清晰地觀察到包晶凝固特征。由表1EDS分析結果表明：枝晶偏析處的Al元素含量明顯高于名義成分，而Nb元素含量卻低于名義成分。該凝固組織形貌特征表明隨著糊狀區(qū)遠離急冷表面，受銅模快速急冷作用的影響減弱，導致糊狀區(qū)冷卻速率一定程度上有所降低，使合金的凝固路徑向高鋁方向偏移，形成明顯的包晶凝固特征。

　　2.4相組成

　　圖5為Ti-44Al-6Nb合金的鑄態(tài)和吸鑄凝固組織的XRD衍射圖譜。由圖5可知，相組成均為α2相和γ相組成，觀察發(fā)現(xiàn)兩者衍射峰的角度存在一定的差異。該合金添加了6at%Nb后，XRD衍射圖譜并未呈現(xiàn)出明顯的B2相的衍射峰，如圖5(a)所示。然而，吸鑄XRD衍射圖譜與鑄態(tài)相比，衍射峰明顯向低角度偏移。為了進一步清晰觀察衍射峰的差異，取鑄態(tài)和吸鑄條件下35°～45°之間的衍射圖譜進行對比分析，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻速率的提高，γ相(111)面和α2相(002)面的衍射峰向低角度偏移了約0.3°(圖5(b))，這表明真空銅模吸鑄試樣在凝固過程中受到銅模快速急冷的作用，產(chǎn)生了一定的內應力[6，8]，誘發(fā)晶格發(fā)生了畸變，增加了晶格參數(shù)和晶面間距，從而造成衍射峰一定程度地向低角度發(fā)生偏移。

　　3結論

　　(1)基于變溫截面相圖及鑄態(tài)凝固組織特征分析，6at%Nb添加之后，TiAl合金的包晶平臺的溫度由1763K提高至1780K。確定Ti-44Al-6Nb合金是初生單一β相凝固合金，凝固組織均勻，β型偏析呈條狀分布且無明顯的凝固偏析。

　　(2)與鑄態(tài)組織相比，真空銅模吸鑄急冷區(qū)凝固組織更為均勻細化，由于銅模的急冷作用在一定程度上抑制了β型偏析和B2相的形成，而在糊狀區(qū)呈現(xiàn)出明顯的枝晶形貌且具有典型的包晶凝固特征，β型偏析呈白色脈絡狀分布。

　　(3)隨著冷卻速率的提高，γ相(111)面和α2相(002)面的衍射峰向低角度偏移了約0.3°。這是由于銅模對合金熔體快速的急冷作用，在真空吸鑄凝固過程中產(chǎn)生一定的內應力，誘發(fā)晶格畸變，增加晶格參數(shù)和晶面間距，從而造成衍射峰一定程度地向低角度偏移。