i-45al-85nbw,b,y合金长期热循环后的组织稳定性

i-45al-85nbw,b,y合金长期热循环后的组织稳定性

高nb-tial合金具有低密度、高比强度、良好的耐候性和抗疲劳性能，比传统的“第二代”-tial合金更有效，对航空船业的应用也非常有限。作为下一代高温结构材料的代表，高nb-tialjil的服务环境更为严重。除了在700-1000c下暴露热外，在工作开始时也会受到周期性热应力的影响。因此，在长期高温热环条件下研究初期的微观组织稳定性是工业应用的基础。全片层组织的TiAl合金具有优异的高温强度、断裂韧性、蠕变性能和疲劳特性,但这种α2+γ的片层组织在高温长期作用下将变得不稳定.Huang等对高Nb-TiAl合金进行了700℃长期热暴露实验,揭示了其显微组织不稳定,其中包括α2和γ片层的3种分解方式.目前对长期热暴露下高Nb-TiAl合金的热稳定性研究已有大量的报道,但是合金在长期热循环下的热稳定性尚未见深入研究.仅对合金进行高温热暴露实验的研究是不够的,这是因为航空部件的服役环境更接近于热循环状态.如果合金长期经受热循环作用,一方面可能诱发亚稳组织的转变,另一方面会产生热应力,这种热应力往往加剧材料显微组织不稳定性变化.这种状态下合金的显微组织不稳定性将大大不同于同等温度与时间下的热暴露.因此,研究高Nb-TiAl合金长期高温热循环条件下显微组织稳定性对其安全服役有重大意义.目前,合金在该条件下的显微组织热稳定性机理仍未明确.本工作对全片层Ti-45Al-8.5Nb-0.2W0.2B0.02Y(原子分数,%)合金分别进行900和1000℃下长期热循环实验(500和1000cyc),利用扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)观察,分析对比不同温度下长期热循环对合金显微组织热稳定性的影响,并探讨其形成原因.本研究可为高Nb-TiAl合金设计与应用提供参考,对高Nb-TiAl合金的安全服役也具有重要的意义.1表面微织物的制备选用合金的名义化学成分为Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y(原子分数,%),以下简称Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y).合金经等离子冷床炉熔炼(PAM)而成,对其进行准等温三次包套锻造处理得到锻态原始合金.将该合金在1340℃(α单相区)保温12h,转炉至900℃稳定化处理30min,空冷,获得完全由α2/γ片层团构成的全片层组织(FL).热循环实验试样均通过电火花线切割成12mm×12mm×5mm大小,样品的六个表面均经SiC砂纸由粗到细磨至1200号,然后在丙酮中超声波清洗15min.热循环实验在型号为YHL(1.5-12)的自动热循环炉里进行,实验介质是静止空气.在炉里恒温加热1h,空气中冷却12min为一个循环.将全片层合金试样分成3组,分别在900及1000℃下进行0,500和1000cyc的热循环实验,0cyc(未热循环组)用作对比分析.试样移进、移出加热炉仅在几秒内完成,确保其能被快速加热及冷却.将热循环实验前样品用标准金相技术进行打磨抛光,用配比为5mLHF+10mLHNO3+85mLH2O的溶液对其进行腐蚀,利用光学显微镜(OM)观察热循环实验前样品片层组织形貌.而后,将不同温度长期热循环实验后得到的合金试样横向剖开,去除表面氧化层的影响,对其中一个横截面分别用60—2000号砂纸打磨抛光,用ZEISSSURPA55场发射电镜的背散射模式,及JEM2010透射电子显微镜对比观察热循环0,500和1000cyc后试样显微组织变化.TEM制样时用双喷电解减薄仪腐蚀穿孔(27V,-30℃),电解液由高氯酸、正丁醇和甲醇组成,体积分数比例为1:6:13.平均片层间距(α2+γ)或者(γ+γ)是在‘edge-on’方向获得的TEM图像上测量得到,任意选取30张图片.2结果2.1凝固偏析成分分析图1a—c分别是全片层Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y)合金热循环前的OM,BSE及TEM显微组织图.观察发现,合金经上述热处理获得了片层团间距细小(63±7nm)的全片层组织,但片层团晶粒较粗大.Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y)合金经全片层热处理工艺后凝固偏析(Al偏析)仍未完全消除,在BSE下表现为黑色衬度,以不规则形状存在于基体中,如图1b所示.EDS-SEM成分分析结果表明,在凝固偏析区内富Al而低Nb.2.2不同温度下热环对微组织的影响2.2.1大晶球化及微观组织图3a—g为全片层Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y)合金在1000℃下热循环500和1000cyc后BSE微观组织图像.图3a和b分别为合金在1000℃下热循环500和1000cyc后Al偏析处BSE微观组织图像.从图中可以看出,Al偏析处析出大块γ晶粒,原有(α2+γ)片层结构消失.观察整个样品,均未发现900℃下热循环后产生的不连续粗化现象.图3c和d分别为合金在1000℃下,热循环500和1000cyc后各组织及相变化的BSE微观组织图像,图3e和f分别为其局部放大图.从图可以看出,合金经500cyc热循环后,沿晶界处析出许多细小γ晶粒,而γ晶粒内部又有新的条状或颗粒状α2相析出,即α2相的球化析出.合金经1000cyc热循环后,该现象更加明显,表现为晶内及晶界处析出大量的大块γ晶粒,且γ晶粒内部均有长条状或颗粒状α2相析出,同时每个γ晶粒内部析出的长条状α2相取向一致.图3g为1000cyc热循环后样品其他区域析出的大块γ晶粒内部微观组织放大图像.由图可以看出,当γ晶粒尺寸较大时,其内部析出具有多种取向的长条状α2相,不同取向的α2长条之间夹角大多在70°左右(见图中的标示).2.2.2saed取样的tem形貌观察合金在1000℃下长期热循环后,TEM观察(α2+γ)片层组织的不稳定性变化,与900℃相比,α2片层的溶解及片层厚度均增加.图5a和b所示为Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y)合金在1000℃下,分别经过500和1000cyc热循环后片层团晶粒内部γ析出相的TEM形貌.可看到,γ晶粒内部有细长条状α2相析出,且1000cyc热循环后(图5b)α2片层相比500cyc(图5a)有明显长大,这与前面SEM观察结果一致.图片右上角所示分别为其析出的α2长条与γ基体的SAED花样,入射电子束方向均为γ.可见,γ晶内析出的长条状α2相与基体之间仍保持{111}γ、//{0001}α2和共格位向关系.条状α2相沿γ相的{111}γ面析出,{111}γ之间夹角为70.5°,这也就是图3g中观察到条状α2相之间大多数成70°角的原因.γ晶粒内部除了析出长条状α2相之外,还有颗粒状α2相析出,通过分析该处γ/α2界面SAED花样可知,颗粒状α2相与γ基体仍保持上述共格关系.3热循环对非织造材料的不连续粗化的影响实验结果表明,全片层Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y)合金在不同温度条件下,经长期热循环实验后显微组织的稳定性有明显差别.具体表现为:(1)均发生α2片层的溶解及片层厚度的增加,温度越高,热循环次数越多,该现象越明显;(2)900℃下长期热循环后Al偏析处片层易产生不连续粗化,而1000℃下易析出大块γ晶粒;(3)900℃下长期热循环后未发现α2的球化,1000℃下晶界及晶内析出新的γ晶粒,且晶粒内部有长条状或颗粒状的α2相共格析出.综上所述,显微组织不稳定性变化模式主要有2种,分别为界面上的缺陷的迁移(α2片层的溶解及片层内部γ晶粒的形成)和晶界的迁移(不连续粗化及γ晶粒内α2相的析出).如图1所示,Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y)合金经过全片层热处理后,初始片层间距特别小,合金中形成的γ片层的体积分数远远低于平衡态的含量,α2片层以亚稳态的形式存在于片层团中.因此,无论在何种温度下长期热循环,α2及γ片层的体积分数均会逐渐趋近于平衡,即发生α2的溶解(α2→γ转变).并且,初始片层间距越小,相体积分数的非平衡态越明显,α2的溶解现象越严重,该过程是通过界面处缺陷的迁移并在断裂片层处释放位错实现的(图4b).同时,实验结果显示,合金1000℃下长期热循环后Al偏析处析出了大块的γ晶粒(图3a和b).根据Ti45A18Nb三元相图可以粗略估算出Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y)合金1000℃平衡时γ相的原子分数,约为82%.因此,随着热循环次数的增加,原(α2+γ)片层体积分数减少,γ晶粒的体积分数增多,且在Al偏析处优先析出.900℃下合金经1000cyc热循环后Al偏析处片层易产生不连续粗化现象(图2b).不连续粗化由界面扩散控制,是一种仅对成分调试而晶体结构不变的晶界迁移反应.相变驱动力主要为α2/γ界面能及化学自由能的减少,即在减少界面面积的同时伴随着由于偏离相平衡所导致的相体积分数改变.相比于同等温度下长期热暴露实验,热循环将产生更大的不连续粗化驱动力.这是因为在该过程中,由于α2及γ相热膨胀系数及弹性模量的不同在两相界面间产生了较大的热应力,即产生了额外的α2/γ界面能.这也就解释了为什么许多同等温度或更高温度下长期热暴露过程中并未产生不连续粗化现象.然而,1000℃下合金长期热循环后,并未发现如900℃下片层组织的不连续粗化现象.而是随着热循环次数的增加,晶内、晶界处析出γ晶粒,且γ晶粒内部又析出各种形貌的α2相(图3),其中α2相有的呈颗粒状,有的呈长条状,有的呈类似魏氏组织的形貌.其原因与上述提到的γ晶粒的析出本质上是一样的,即1000℃下平衡组织中γ相体积分数太多,而α2相体积分数太少,因此不再形成全片层组织(片层不连续粗化),而是形成以γ相为基体的(α2+γ)组织.这很有可能是由于1000℃下Ti和Al等元素的扩散系数增大,化学自由能的减小造成的.4晶粒的td-pcr形貌(1)显微组织不稳定性变化模式主要有两种,一种是界面上缺陷的迁移,α2片层的溶解及片层内部γ晶粒的形成;另一种是晶界的迁移,不连续粗化及γ晶粒内α2相的析出.(2)合金900℃下长期热循环后,Al偏析处易产生不连续粗化,相变驱动力主要为α2/γ界面能及化学自由能的减少。(3)1000℃下合金中γ相体积分数严重偏离平衡体积分数,长期热循环后,Al偏析处析出大块γ晶粒.1000cyc热循环后,晶界、晶内析出的大量γ晶粒内部有各种形貌的α2相析出,且满足{111}γ//和共格位向关系.图4a和b所示分别为全片层Ti-45Al-8.5Nb(W,B,Y)合金在900℃下,经过500和1000cyc热循环后(α2+γ)片层的TEM形貌图.可见,90℃下长期热循环后晶粒内α2片层溶解(通过α2→γ相变反应),且α2相断裂处有位错的释放.相比初始片层厚度(图1c),热循环后的片层厚度有所增加.除了热循环过程中片层组织产生的连续粗化外,α2片层的溶解也是导致其片层增厚的主要原因.图4c所示为1000cyc热循环后片层α2/γ的不连续粗化TEM形貌,图中箭头1和2所指分别为初始片层及不连续粗化片层.可见,不连续粗化片层的片层厚度及片层间距均明显大于初始片层,片层取向与初始片层不同;部分晶粒内形成的不连续粗化片层的α2片层是不连续的或者说在γ片层内是断裂的;残留的初始片层团(箭头1所指)表明,不连续粗化片层是通过消耗初始α2/γ片层形成的.图2