固溶+时效处理对粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金显微硬度的影响

Ti2AlNb基合金具有高比强度、优异的抗腐蚀性和抗蠕变能力，是航空航天领域最具潜力的新型轻质高温结构材料[1,2] 与传统的钛合金相比，Ti2AlNb基合金有轻质、高强度和适用范围广等优势[3,4] 作为第二代Ti2AlNb基合金的Ti-22Al-25Nb(原子分数，%)合金由有序正交O相、有序体心立方B2相和密排六方α2相组成，其中滑移系较多的B2相属于塑性相，塑性较强；属于脆性相的α2相滑移系比较少，塑性较低；具有正交结构的O相，其塑性介于B2与α2相两者之间 合金的力学性能与其微观组织密切相关[5,6,7,8,9,10,11] 由B2相和O相两相复合组成的Ti-22Al-25Nb合金，具有最优的综合力学性能[12,13,14] 因此，近年来关于Ti2AlNb基合金尤其是Ti-22Al-25Nb合金的热处理工艺、微观组织与力学性能之间关系的研究越来越多[15,16,17,18,19,20,21,22,23] 进行合理的固溶+时效热处理工艺可显著改善Ti-22Al-25Nb合金的微观组织和性能[24,25]，将其在(B2+O)两相区温度时效处理后基体中生成弥散分布的细小O相板条组织 [25,26] 周伟等[27]在930~1010℃对粗晶Ti-22Al-25Nb合金进行固溶实验，研究了固溶参数对其显微组织演变的影响 但是他只研究了(α2+B2+O)三相区温度对显微组织的影响，没有研究(α2+B2)两相区和(B2)单相区温度和不同固溶时间对显微组织的影响 王邵丽等[28]在960~1000℃对Ti-22Al-25Nb合金进行固溶实验，研究了在不同固溶温度下Ti-22Al-25Nb合金的微观组织形貌变化及复杂相组成、相比例的变化，但是没有研究时效处理对Ti-22Al-25Nb合金组织演变的影响 鉴于此，本文以在950℃/80 MPa/10 min条件下用放电等离子(SPS)烧结得到的粉末冶金Ti-22Al-25Nb(原子分数，%)合金作为初始材料，在940~1100℃和10~120 min条件下进行固溶处理和800℃/8 h时效处理，研究固溶+时效处理对粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金微观组织和显微硬度的影响，统计分析B2相平均晶粒尺寸、尺寸均匀度以及次生板条O相的尺寸和数量，并建立固溶+时效合金的显微硬度演变模型

1 实验方法

采用SPS技术将Ti-22Al-25Nb (原子分数，%)预合金粉末在950℃/80 MPa/10 min条件下烧结，得到粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金作为实验初始材料 用气雾化法制备Ti-22Al-25Nb合金的预合金粉末 将烧结后的初始材料在1080℃保温5 min进行退火处理

固溶+时效热处理在KL-12D高温箱式电阻炉中进行 根据Ti-22Al-xNb截面合金相图[29]选择固溶+时效热处理参数，确定固溶温度为940~1100℃，涵盖(α2+B2+O)三相区、(α2+B2)两相区和(B2)单相区，固溶时间为10~120 min，包括10 min、30 min、60 min和120 min；为了抑制细小板条粗化和使晶粒尺寸均匀分布[18,24,26]，确定时效温度为(B2+O)两相区温度800℃，时效时间为8 h，具体实验参数列于表1 固溶处理结束后，将试样水冷以保留高温显微组织，然后进行800℃/8 h时效处理后随炉冷却

Table 1

表1

表1Ti-22Al-25Nb烧结合金热处理工艺

Table 1Heat treatment of Ti-22Al-25Nb sintered alloy

No.	Solution time/min	Solution temperature/℃	Cooling method	Aging temperature/℃	Aging time/h	Cooling method
1	10	940，970，1000，1010，1030，1050，1060，1080，1100	WC	800	8	FC
2	30	940，970，1000，1010，1030，1050，1060，1080，1100	WC	800	8	FC
3	60	940，970，1000，1010，1030，1050，1060，1080，1100	WC	800	8	FC
4	120	940，970，1000，1010，1030，1050，1060，1080，1100	WC	800	8	FC

用水磨砂纸将试样打磨到3000目，抛光(抛光剂为1.5 μm的金刚石喷雾抛光液)后用Kroll溶液(10 mL HF：30 mL HNO3:100 mL H2O)腐蚀 用Axio Scope A1型光学显微镜(OM)和Sigma 500型扫描电子显微镜 (SEM)观察和分析试样的组织 在每个不同试样的中心部位和靠近中心的顶部、底部、左侧和右侧各取5张OM图 使用Image-Pro Plus软件利用截线法测量晶粒，统计B2相的晶粒尺寸取其平均值 统计晶粒尺寸的均匀度，η值越大表明晶粒尺寸分布越均匀 可用公式η=N1/N求解分析晶粒尺寸的均匀度，其中η为晶粒尺寸的均匀度，N1为平均晶粒尺寸为0.6~1.4Davg范围内的晶粒个数，Davg为晶粒的平均晶粒尺寸(μm)，N为统计的晶粒的总个数

使用MVS-1000D1型硬度计测试硬度，加压500 g，保压时间10 s，每个试样的硬度为8次实验值的平均值

2 结果和讨论2.1 Ti-22Al-25Nb合金预合金粉末的形貌及其退火后的显微组织

预合金粉末的SEM图和平均粒度分布如图1所示 从图1a和b可以看出，大多数粉末为球形颗粒，只有少数颗粒为椭圆形或扁平形，粉末的粒度分布不均匀 图1b中大多数粉末颗粒的表面比较粗糙，只有少数粉末颗粒具有比较光滑的表面 经统计分析表明，粉末的平均粒径达到了143.43 μm(图1c)

图1



图1预合金粉末的SEM照片和粒度分布

Fig.1SEM images and particle size distribution of prealloyed powders (a) low magnification, (b) high magnification, (c) particle size distribution

将烧结后的初始材料在1080℃保温5 min进行退火处理 退火后烧结合金的显微组织如图2所示 从图2b可见，初始组织中的组成相为B2基体相和灰色O相以及少量的黑色α2相 B2相的晶粒沿晶界呈曲线分布，O相和α2相形态以等轴状或板条状为主且分布在B2基体内部以及晶界附近，等轴O相颗粒直径达到约0.6~1 μm，板条状O相的平均尺寸约为3 μm × 0.2 μm 非基体相α2相对B2基体相的钉扎阻碍晶粒的长大，使B2晶粒的平均晶粒尺寸得到了较好的控制，只有9.39 μm 此外，在B2晶粒内部发现少量呈羽毛状的α2相，以及少量由O相包裹α2相形成的Rim O相

图2



图2热处理前合金的原始组织

Fig.2SEM micrographs of the original microstructure of the alloy before heat treatment (a) low magnification and (b) high magnification

2.2 固溶处理对Ti-22Al-25Nb合金组织及晶粒尺寸的影响

进行1000℃/10~120 min/WC处理后，合金的SEM及OM图如图3所示 可以看出，合金固溶后的微观组织由初生板条O相、B2基体相、少量等轴α2相组成，还有少量O相包裹α2相形成的Rim O相 在晶粒内部还观察到少量的板条状α2相，α2相的存在使晶粒尺寸得到了很好的控制 从OM图可见，随着保温时间从10 min增加至120 min晶粒的长大不太明显，这是α2相对晶粒的钉扎所致 固溶后晶粒内部的初生板条O相数量减少，变短变粗，有的甚至球化成等轴状

图3



图3Ti-22Al-25Nb合金经1000℃/10-120 min/WC处理后的SEM照片和OM图

Fig.3SEM and OM micrographs of Ti-22Al-25Nb alloy at 1000℃/10-120 min/WC treatments (a) 1000℃/10 min/WC, (b) 1000℃/30 min/WC, (c) 1000℃/60 min/WC and (d) 1000℃/120 min/WC

图4给出了经940~1030℃/60 min/WC处理后Ti-22Al-25Nb合金的显微组织，图5给出了保温时间为60 min B2相的平均晶粒尺寸随固溶温度的变化曲线，表2给出了在不同固溶条件下Ti-22Al-25Nb合金的晶粒尺寸统计 如图4a所示，经940℃/60 min/WC处理后合金具有板条组织，其中α2相板条聚集在B2晶界上，少数黑色α2相分布在O相板条内形成α2/O板条镶嵌组织，分布在B2基体内部 在该温度下原子的迁移动能有所增大，使B2相的平均晶粒尺寸增大到53.23 μm，远大于初始组织合金B2相的平均晶粒尺寸 晶粒的长大，是晶界上的原子迁移所致 随着固溶温度的提高原子的迁移动能增大，提高了原子跨越晶界扩散的机会，晶粒尺寸也随之增大[30] 随着固溶温度从940℃继续升高到970℃原子的迁移动能继续增加，O相含量减少且晶界处的α2相部分变为颗粒状或短棒状，B2相的晶粒尺寸由53.23 μm增大到56.05 μm，如图4b中所示 随着固溶温度继续升高到1000℃时(图4c)，O相的数量继续减小且晶粒内的板条数量急剧减小，在晶界上也分布着少量的等轴α2相，同时晶界变得光滑且平坦，B2相的平均晶粒尺寸达到62.1 μm 综上所述，在940~1000℃α2相的钉扎使晶粒长大不明显 随着固溶温度升高到1030℃合金的组织发生明显的变化，板条数量急剧减少，晶界处α2相数量大幅度减少，B2相的平均晶粒尺寸达到71.21 μm(图4d) 与940℃/60 min/WC处理相比，B2相的晶粒尺寸增大近33.78%，且随着固溶温度的继续提高B2相的平均晶粒尺寸还将增大，如图5所示 保持保温时间60 min，B2相的平均晶粒尺寸随着固溶温度的提高而而增大，在940~1010℃(α2+B2+O三相区)晶粒长大速率最小 其原因是，在该相区处理后合金由α2+B2+O三相组成，α2相对B2晶粒的钉扎阻碍晶粒长大 而当温度提高到(α2+B2)两相区及(B2)单相区温度，α2相的含量明显降低，钉扎作用减弱，因此B2晶粒长大速率明显提高 这也可从表2中看出，当固溶温度超过B2单相区的转变温度时B2相的晶粒增长迅速，晶粒尺寸明显增大 其原因是，超过B2单相区转变温度后α2相基本上完全溶解，晶界处自由能降低，晶界开始自由迁移，使晶粒迅速长大 结合图5和表2给出的结果，固溶温度不变而延长保温时间，B2相的平均晶粒尺寸随之增大；保温时间不变则B2相的平均晶粒随着固溶温度的提高而长大

图4



图4940~1030℃/60 min/WC处理后Ti-22Al-25Nb的显微组织

Fig.4Microstructures of Ti-22Al-25Nb alloy at 940~1030℃/60 min/WC treatment: (a) 940℃/60 min/WC, (b) 970℃/60 min/WC, (c) 1000℃/60 min/WC and (d) 1030℃/60 min/WC

图5



图5保温时间为60 min不同固溶温度样品的平均晶粒尺寸

Fig.5Average grain size at different solution temperatures for 60 min holding time

Table 2

表2

表2不同固溶处理后合金的平均晶粒尺寸

Table 2Average grain size of alloy after different solution treatments

Temperature /℃	Average grain size/μm	Average grain size/μm	Average grain size/μm	Average grain size/μm
	10 min	30 min	60 min	120 min
940	43.57	49.74	54.00	58.52
970	48.43	55.55	60.51	65.79
1000	50.97	60.33	65.08	69.75
1010	53.05	62.75	68.62	72.88
1030	61.35	66.32	75.95	86.84
1050	90.66	111.42	120.89	132.73
1060	124.64	139.64	163.28	182.48
1080	138.71	167.65	185.99	205.54
1100	161.32	193.12	214.48	241.37

2.3 时效处理对Ti-22Al-25Nb合金组织和晶粒尺寸的影响

图6为经1000℃/10~120 min/WC+800℃/8 h/FC处理后的OM图、SEM图及局部放大图 从图6可见，时效的主要结果是在基体内析出了次生O相，时效处理后的烧结合金其组织由B2基体相、粗大的初生板条O相、细小的次生板条O相以及少量板条状α2相构成，其中黑色为α2相，灰色为O相，颜色最浅的为B2相 经1000℃/10 min/WC + 800℃/8 h/FC处理后在B2基体上析出了十分细小的、无规则排列的针状次生O相，有的次生O相相互交叉、缠结在一起，形成O/O组织状态，粗大的初生板条O相呈魏氏体分布，板条宽度约为0.35~0.49 μm，长度约为1.37~2.84 μm，如图6b所示 当固溶保温时间延长到30 min (1000℃/30 min/WC + 800℃/8 h/FC) B2基体中析出的尺寸大小与初生O相基本相同、排列比较杂乱的的次生O相的数量明显增多，尤其是细小的次生O相交叉在一起形成的O/O组织更多，提高了合金的显微硬度，如图6d所示 此外，随着固溶保温时间延长到60 min初生板条O相变短变粗，细小的次生板条O相的数量明显增多，如图6f所示 当固溶保温时间继续增加到最大的120 min时，与固溶保温时间为60 min的合金相比微观组织变化不太明显，次生O相的尺寸和体积分数小幅度增加，O/O板条的数量也小幅度增加，如图6h所示，其中经1000℃/120 min/WC+800℃/8 h/FC处理的合金显微组织中O相的体积分数达到最大

图6



图6Ti-22Al-25Nb合金经1000℃/10-120 min/WC+800℃/8 h/FC处理后的显微组织

Fig.6Microstructures of Ti-22Al-25Nb alloy at 1000℃/10~120 min/WC+800℃/8 h/FC treatments (a, b) 1000℃/10 min/WC+800℃/8 h/FC, (c, d) 1000℃/30 min/WC+800℃/8 h/FC, (e, f) 1000℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC, (g, h) 1000℃/120 min/WC+800℃/8 h/FC. (a, c, e, g) low magnification and (b, d, f, h) high magnification

经1100℃/10~120 min/WC+800℃/8 h/FC处理后合金的SEM图及局部放大图，如图7所示 与图6相比，随着温度由1000℃增至1100℃合金的微观组织形貌发生明显变化，晶粒内均为魏氏体组织，次生板条O相更加细小且体积分数增大，相互交叉的次生板条O相形成的O/O组织数量明显增多，且初生板条O相变得更短更粗接近球状，如图7f和h所示

图7



图7Ti-22Al-25Nb合金经1100℃/10~120 min/WC + 800℃/8 h/FC处理后的SEM照片

Fig.7SEM micrographs of Ti-22Al-25Nb alloy at 1100℃/10~120 min/WC + 800℃/8 h/FC treatments (a, b) 1100℃/10 min/WC+800℃/8 h/FC, (c, d) 1100℃/30 min/WC+800℃/8 h/FC, (e, f) 1100℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC, (g, h) 1100℃/120 min/WC + 800℃/8 h/FC. (a, c, e, g) low magnification and (b, d, f, h) high magnification

图8给出了940~1100℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC处理后合金的晶粒尺寸分布直方图 表3给出了经不同固溶+时效处理后合金的平均晶粒尺寸统计 从图8可见，B2相的平均晶粒尺寸随着固溶温度的提高而增大，且时效后晶粒分布越来越均匀 随着固溶温度提高到1100℃晶粒尺寸达到最大值210.84 μm，晶粒尺寸均匀度由940℃的0.53提高到1100℃的0.84 其原因是，晶粒长大的激活能随着温度的提高而增大，较大的晶粒逐渐吞并小晶粒，晶粒进一步长大；而小晶粒则越变越小，直至消失，使晶粒尺寸的均匀度提高 另外，随着温度的提高合金内部的再结晶能充分进行，没有被吞并的细小晶粒长大，与大晶粒的尺寸差距减小，也使晶粒尺寸的均匀度提高[30,31] 从表3可见，合金晶粒尺寸不仅与固溶温度有关，而且还与固溶保温时间有关 当固溶温度一定时，晶粒尺寸随着固溶时间的延长而增大 在940℃/10 min固溶后晶粒尺寸达到最小值40.12 μm，而随着固溶时间由10 min延长到30、60和120 min晶粒尺寸随之增大到45.56、53.23和60.48 μm，增大幅度分别达到了13.56%、32.68%和50.75%，且随着固溶时间的继续增加晶粒尺寸继续增大 从表2和表3还可以看出，固溶合金时效后晶粒尺寸比时效前略微减小，因为在时效的过程中静态再结晶可充分进行，使晶粒尺寸减小

图8



图8经940-1100℃/60 min/WC + 800℃/8 h/FC处理后B2的晶粒分布直方图

Fig.8B2 grain distribution histogram after 940~1100℃/60 min/WC + 800℃/8 h/FC treatments (a) 940℃, (b) 970℃, (c) 1000℃, (d) 1010℃, (e) 1030℃, (f) 1050℃, (g) 1060℃, (h) 1080℃ and (i) 1100℃

Table 3

表3

表3不同固溶+时效处理后合金的平均晶粒尺寸

Table 3Average grain size of alloy after different solution+aging treatments

Temperature/℃	Average grain size/μm	Average grain size/μm	Average grain size/μm	Average grain size/μm
	10 min	30 min	60 min	120 min
940	40.12	45.56	53.23	60.48
970	43.15	47.98	56.05	60.64
1000	52.9	58.87	62.1	66.77
1010	53.87	59.87	63.29	70.88
1030	62.9	67.74	71.21	82.79
1050	88.64	108.12	117.89	128.48
1060	120.46	132.42	160.82	180.73
1080	135.17	163.56	184.09	201.37
1100	157.12	190.21	210.84	239.54

2.4 固溶+时效处理对Ti-22Al-25Nb合金显微硬度的影响及其演变模型

固溶+时效处理影响合金的显微组织和晶粒尺寸，进而影响显微硬度 根据合金固溶+时效处理后的显微硬度，可揭示显微硬度的变化机制 图9给出了不同固溶时间+800℃/8 h/FC时效后合金的显微硬度 图10给出了固溶+时效后合金显微硬度的演变模型，其中图10a~c分别表示940~1000℃、1010~1060℃和1070~1100℃温度区间内的显微硬度变化机制，其中蓝色底色表示B2基体，黑色表示α2相，灰色表示O相，正四边形越小代表合金的显微硬度越大，正四边形越大代表合金的显微硬度越小 对于金属材料和钛合金，材料的显微硬度主要受四种硬化机制的影响：固溶强化、位错强化、晶界强化和析出物强化 从图9可以看出，在940~1000℃三相区温度范围内合金的显微硬度随着温度的提高呈缓慢增长的趋势 其原因是，在该温度范围固溶时O相缓慢固溶进B2基体中，如图10a固溶阶段所示 固溶后的合金内部主要为B2基体相，但是仍存在一定量的α2相 α2相对晶粒的钉扎使晶粒长大缓慢且O相体积分数较小，此时固溶强化占据主要地位使合金的显微硬度提高缓慢；在1010~1060℃随着温度的提高显微硬度急剧增长，因为时效处理后次生板条O相的体积分数较高，尤其是相互交叉、缠结形成的O/O组织的数量明显增多，如图10b时效阶段所示 时效后合金内部的初生板条更短更粗，近似球状，而且二次析出的细小的次生板条O相相互交叉、缠结，这极大的提高了合金的显微硬度 此时析出物强化占据主要作用，次生板条O相数量的增多及细化大大提高了合金的强度，使合金的显微硬度呈现急剧增长的趋势 在1060℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC固溶+时效后合金的显微硬度达到最大值434.92 HV，如图9所示 在1070~1100℃随着温度的提高显微硬度降低，因为在单相区温度范围内α2相几乎全部固溶进基体而转化为B2相，正如图10c中时效阶段所示 合金中的α2相极少，α2相对基体相的钉扎减弱，使晶粒明显长大 根据Hall-Petch公式[32]，合金的显微硬度随着晶粒的逐渐长大而降低 合金的晶粒尺寸越大其硬度越低，晶粒长大使显微硬度降低 对于Ti-22Al-25Nb合金，进行不同热处理后O相的形貌和体积分数都不同 因此，选择合理的热处理条件是提高Ti-22Al-25Nb合金的显微硬度的关键因素

图9



图9经不同固溶时间+800℃/8 h/FC时效后合金的显微硬度

Fig.9Hardness of alloy after different solution time+800℃/8 h/FC aging treatment

图10



图10固溶+时效合金显微硬度的演变模型

Fig.10Microhardness evolution model of solution+aging alloy (a) 940~1000℃, (b) 1010~1060℃ and (c) 1070~1100℃

3 结 论

(1) 随着固溶温度的提高和保温时间的延长，Ti-22Al-25Nb合金中B2相的晶粒尺寸增大，经940℃/10 min/WC+800℃/8 h/FC处理后最小的晶粒尺寸为40.12 μm 在940~1010℃(α2+B2+O)三相区固溶处理后晶粒尺寸的增长速率最低；在1030~1100℃处理后晶粒尺寸增长速率最高

(2) 在固溶+时效过程中，初生α2/O相体积分数减小而次生O相体积分数增加 保持固溶时间一定则晶粒尺寸的均匀度随着固溶温度的提高而提高，固溶温度达到1100℃时晶粒尺寸均匀度达到最大值0.84

(3) Ti-22Al-25Nb合金在(B2+O)两相区时效处理后生成双态组织和魏氏体组织，在B2基体内更细的次生板条O相和O/O组织可极大地提高合金的显微硬度

(4) 在940~1000℃固溶强化占主要作用，随着温度的提高显微硬度缓慢提高；在1010~1060℃析出物强化占主要作用，随着温度的提高显微硬度急剧提高；在1070~1100℃晶粒长大明显，随着温度的提高显微硬度降低，经1060℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC固溶+时效处理后显微硬度达到最大值434.92 HV

1 实验方法 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图1 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图3 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图5 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图6 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图8 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图9图103 结 论