高Nb-TiAl 合金在等温过程中相变动力学研究

李莹，田淑侠，樊江磊，王艳，刘建秀

（郑州轻工业大学机电工程学院,河南 郑州 450002）

0 引言

TiAl 基合金具有低密度、高比强度以及良好的抗氧化和抗蠕变性能，在汽车发动机及航空航天材料中展现出令人瞩目的发展前景[1]，更是被当作高推重比军用飞机发动机、高压压气机及低压涡轮叶片的首选材料，但普通钛铝合金的室温塑性和断裂韧性较低，且在800 ℃以上时抗高温蠕变和抗高温氧化性能较差，严重制约了其在各重要领域的实际应用。合金元素Nb 的添加使TiAl 合金的熔点提高了约90～150 ℃，高温屈服强度提高1 倍左右，同时兼顾较高的弹性模量、优异的抗高温蠕变和氧化性能[2-3]。但由于 Nb 元素的添加，TiAl 合金的凝固组织中会形成粗大的柱状晶，并产生严重的偏析，而这些不均匀组织导致合金的力学性能不稳定、室温塑性及断裂韧性不足等问题，极大程度限制了合金的工业化进程[4]。均匀细小组织的高Nb-TiAl 合金具有较高的塑性和断裂韧性，且综合力学性能优异，如何获得均匀细小的合金组织是目前研究的热点与目标。目前热处理工艺是TiAl 合金获得均匀细小组织简单易行且经济的方式，现迫切需要掌握高Nb-TiAl 合金组织调控密切相关的热处理工艺与相变行为等。

TTT 曲线和合金动力学模型在制定合金热处理工艺参数和分析合金的相变行为中起着关键指导作用。目前已有很多学者采用原位热膨胀法确定合金的TTT 曲线，结合JMA 方程确定合金的相变动力学模型。乔靖乾等[5]采用热膨胀法获得了20CrMnTi 钢等温相变TTT 曲线，并确定了该材料扩散型相变动力学模型和非扩散型相变动力学模型；周莉等[6]采用热膨胀法和金相组织分析结合，获取了高铝增强成形性双相钢980DH 静态CCT 曲线，研究了不同冷却过程中合金的相变规律。吴楠等[7]研究了 Cr 含量对 Ti5Mo5V3Al-Cr 系合金等温相变动力学和 TTT 图的影响；Chen 等[8]采用热膨胀法结合JMA 理论模型研究了Ti-55 531 合金的等温相变动力学；Esin 等[9]采用同步辐射X 射线衍射、膨胀法和电阻率原位研究Ti2AlNb 合金的相变；Hu等[10]采用金相法研究了Ti-46Al-2Nb-2Cr-1B、Ti-46Al-4Nb-4Hf-0.1Si-1B 和 Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-0.3B 合金的相变行为，确定其CCT 曲线和TTT 曲线，并优化了合金力学性能。目前有学者也对高Nb-TiAl 合金的相变行为进行了初步研究，但对TiAl 合金的等温相变行为和相变动力学模型建立的研究较少，从而导致准确确定相关合金的处理工艺参数以及对组织性能调控缺少依据。

笔者以高Nb-TiAl 合金为试验材料，采用原位热膨胀法对高Nb-TiAl 合金时效过程中的等温相变动力学进行了较为系统地研究，以期进一步掌握该合金的相转变机制，探讨分析该合金等温相变中的组织性能，为推动该合金广泛应用进程奠定理论基础。

1 试验

试验材料采用名义化学成分为Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y(at%)的高Nb-TiAl 合金，原材料选用零级海绵钛、Al-Nb 中间合金、高纯铝锭、Al-Ti-B 中间合金、Al-W-Nb 中间合金和高纯钇屑，是上海宝钢集团采用等离子冷床炉熔炼制得的铸锭，该铸锭尺寸为760 mm×380 mm×900 mm，为减少合金缺陷、确保成分均匀，对合金铸锭进行了准等温3 次包套锻造处理，试验试样均在锻件中心切取。

试验试样进行均匀化热处理，具体步骤同笔者前期发表文章[11]（以5 ℃/min 速率从室温升至1 340℃（α 单相区）保温12 h，然后以5 ℃/min 速率冷却至900 ℃，最后炉冷至室温，得到组织均匀的高Nb-TiAl 合金）。将均匀化处理后的高Nb-TiAl 合金经电火花线切割成Ø6 mm×20 mm 圆柱体，经金相砂纸由粗到细磨抛去除试样表面氧化层，将试样两端面磨平并进行光滑处理，确保端面平滑且与轴线垂直，最后在酒精中进行超声波清洗15 min 以去除外来微粒、油渍等污染物，此作为热膨胀试样。结合差示扫描量热法和热膨胀法测定合金的相变温度范围，选取不同的等温温度作为研究等温动力学的对象[11]，采用德国耐驰热膨胀仪（DIL402 C）以40 ℃/min速率从室温分别升至1140、1160、1 170、1 180、1 200 ℃并保温相应时间获得高Nb-TiAl 合金的DIL（dilatometry）曲线。

2 结果与讨论

2.1 高Nb-TiAl 合金等温相变动力学

图1 为高Nb-TiAl 合金分别在1 140、1 160、1 170、1 180、1 200 ℃ 的等温过程中热膨胀随时间变化的原位DIL 曲线。从图1 可以看出，在不同温度下等温，其所对应的曲线变化趋势相近，即等温开始时曲线比较稳定，随等温时间的延长，曲线呈逐渐上升状态，随着等温时间继续延长，曲线达到一个稳定的状态，即α 相转化过程呈现三个阶段：孕育期、生长期和平衡期。在α2→α 孕育期α 相逐渐形核；随等温时间延长，α 相形核达到饱和并迅速长大的过程，即生长期；随等温时间继续延长，α 相从母相α2相持续析出，直至α2基本消失，此过程为平衡期；图1 中DIL 曲线达到稳定时，其温度与时间密切相关，在1 140～1 200 ℃的等温中，其所对应的DIL曲线达到稳定期所经历的时间为8×104～10×105s。

图1 DIL 曲线在等温过程中随时间的变化曲线Fig.1 Viriation of DIL curves with time during aging at different temperature

根据高Nb-TiAl 合金DIL 曲线，结合公式f=(ΔLt/L0)/(Lmax/L0)，获得高Nb-TiAl 合金不同等温温度下α 相转变分数随时间的变化曲线，即高Nb-TiAl 合金的等温相变动力曲线，如图2 所示。从图2可以看出，高Nb-TiAl 合金的相变动力学与等温温度密切相关，等温温度不同，相对应的相变动力学曲线呈现出不同的形状，这与高Nb-TiAl 合金中低温有序相α2转化为高温无序相α 的形核与长大的机理相关。

图2 高Nb-TiAl 合金不同温度的等温过程中相变动力学曲线Fig.2 Phase transformation kinetics cuvers of high Nb-TiAl alloys at different aging temperature

从图2 可以看出，高Nb-TiAl 合金的相变动力学曲线随着等温温度的升高，呈“S”形状；从α 相的形核长大时间看，随着等温温度的不同，α 相的形成和长大速率不同。从高Nb-TiAl 合金在等温温度为1 140 ℃的相变动力学曲线可以看出，α 相在等温过程中相转变时间为94 040 s，其中相变孕育期约为7 050 s，相对比较缓慢，这是由于α 相从母相α2中形核；随等温时间的延长，合金进入α 相生长期，在生长期过程中α 相的速率明显加快，这是由于α 相在形核的基础上迅速长大，整个生长期约为89 910 s；随等温时间的继续延长，合金进入α 相稳定期，α 相受制于晶核体积和其他相的影响，α2相向α 相转变基本完成。

当等温温度由1 140 ℃升温至1 160 ℃时，α相在等温过程中的相变动力学曲线与1 140 ℃时的相变动力学曲线比较，α 相在第一阶段的形核期比较长，其时间为34 640 s，α 相的相转变分数约为15%，而α 相的生长期相对比较短，其时间为54 960 s，此时α 相的相转变分数达到95%，较1 140 ℃有较大提高，这是由于在1 160 ℃时，α 相的形核速率比较慢，而在生长期则由于温度的提高为α 相转变提供了更多的能量，α 相在等温温度为1 160 ℃的时长约为89 600 s。

当等温温度由1 160 ℃升温至1 170 ℃时，α相在第一阶段的形核期较短，仅为7 500 s，α 相的转变分数从15%到90%时的生长期为52 399 s，比等温温度为1 140 ℃与1 160 ℃时的时间短，此时α相迅速增长，并在等温时间延长至81 800 s 时达到平衡。

当等温温度由1 170 ℃升温至1 180 ℃，α 相的相转变量为90%时，所用的时间为101 440 s，其中合金的相变孕育期约为34 760 s，这是由于α 相从母相α2中形核相对比较缓慢；随等温时间的延长，合金进入α 相生长期，在生长期过程中α 相的生长速率明显加快，α 相在形核的基础上迅速长大，整个生长期约为66 680 s；随等温时间的继续延长，合金进入α 相稳定期，α 相受制于晶核体积和其他相的影响，α2相转变α 相基本完成。

当等温温度由1 180 ℃升温至1 200 ℃时，α相在第一阶段的形核期约为31 640 s，α 相转变分数从15%至90%的生长期为55 020 s，相对等温温度为1 170 ℃时所需时间较长，α 相迅速增长，并在等温时间延长至86 660 s 时达到平衡。

在等温温度为1 140～1 200 ℃，高Nb-TiAl 合金的α2→α 相变动力学在温度为1 170 ℃时的相变驱动力最大，相变驱动力与α 相转化达到最佳的配合，使α 相的相转变速率达到最高。高Nb-TiAl 合金的此种现象与其他的TiAl 基合金的研究结果相似[12]。

高Nb-TiAl 合金在不同温度下的等温相变动力学曲线结合Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程式：

式中，f为生成相在t时间内的体积转变分数；k 为固态相变反应率常数，与材料生成相的形核和长大相关，对等温温度比较敏感；n为Avrami 指数，主要用于描述材料生成相的形核和长大机理，在一定温度范围内为定值。

根据热膨胀曲线结合JMA 理论研究高Nb-TiAl 合金α2→α 在等温相变过程中的相变动力学，JMA 方程可描述为：

式（2）中，fa(t)为等温时间为t时所对应的α相转变分数；为α 相平衡时的相转变分数，对方程（1）整理得：

从图3 可以看出，在高Nb-TiAl 合金等温相变过程中，与 lnt近似直线关系，其斜率为Avrami 指数n，直线在纵坐标的截距即为生成相的形核和长大相关的温度常数k，高Nb-TiAl 合金在1 140～1 200 ℃等温过程中所对应的Avrami 指数n和温度常数k 值如表1 所示。高Nb-TiAl 合金在1 140 ℃下的Avrami 指数n为1.52，约为3/2，表明合金为扩散控制型增长，且生成相α 由小尺寸生长，形核率为零；当等温温度为1 160 ℃时，高Nb-TiAl合金的Avrami 指数n为2.70，即n＞5/2，合金为扩散控制生长，生成相α 由小尺寸生长，形核率增加；当等温温度为1 170 ℃时，高Nb-TiAl 合金的Avrami 指数n为2.45，即n值在3/2～5/2，合金为扩散控制生长，生成相α 由小尺寸生长，形核率减少；当等温温度为1 180 ℃时，高Nb-TiAl 合金的Avrami 指数n为2.51，即n约为5/2，合金为扩散控制生长，生成相α 由小尺寸生长，形核率为定值；当等温温度为1 200 ℃时，高Nb-TiAl 合金的Avrami指数n为2.82，即n＞5/2，合金为扩散控制生长，生成相α 由小尺寸生长，形核率增加。

图3 高Nb-TiAl 合金在不同温度下的ln(ln(1/(1-f)))-lnt关系Fig.3 Plots of l n(ln(1/(1-f)))against l nt for the aging treatment at temperature for high Nb-TiAl alloy

由n值与k 值结合JMA 方程式，可以得出高Nb-TiAl 合金在不同温度下的等温相变动力学方程，如式（4）所示。

高Nb-TiAl 合金在各等温温度下的相变动力学方程可以直观描述α 相转变分数与等温时间的对应关系。方程（4）结合表1 获得高Nb-TiAl 合金相变动力学曲线（如图4 所示），与试验等温相变动力学曲线（如图2 所示）进行对比，发现理论动力学曲线与试验动力学曲线吻合良好，验证了动力学方程的可靠性，表明试验条件下获得的动力学方程可准确的描述合金等温相变过程。

表1 高Nb-TiAl 合金等温相变JMA 方程中的Avrami 方程中指数n 值与k 值Table 1 The Avrami exponen n and k value of JMA parameters for high Nb-TiAl alloys during aging treatment

图4 高Nb-TiAl 合金计算等温相变动力学曲线Fig.4 Calculated phase transformation kinetics of high Nb-TiAl alloy during aging treatment

2.2 高Nb-TiAl 合金等温相变的TTT 曲线

图5 为高Nb-TiAl 合金在1 140～1 200 ℃的α2→α 相转变的TTT 曲线。从图5 可以看出，TTT曲线是由α 相转变分数为1%、10%、20%、30%、40%、50%、60%、70%、80%、90%和99%的十条曲线组成，其中α 相转变分数为1%和99%的曲线分别对应于高Nb-TiAl 合金在各等温温度下的α2→α 相转变初始和终了曲线。所有TTT 曲线在整个区间内呈近“C”型，α 相转变分数为1%前为α2-与γ相，α 相转变分数为99%之后，高Nb-TiAl 合金的相组成为γ-和α相，在1%与99%之间高Nb-TiAl 合金发生α2→α 相转变，此时的合金主要由α2-、γ 和α 相组成。从图5 还可以看出，高Nb-TiAl 合金在1 140～1 200 ℃温度下的相转变速率最快的温度为1 170 ℃，即TTT 的“鼻尖”温度为1 170 ℃，此温度下的α 相转变速率最快，相形成驱动力最小。

图5 高Nb-TiAl 合金的TTT 曲线Fig.5 The time-temperature-transformation (TTT)curves of high Nb-TiAl alloy

3 结论

采用原位热膨胀法系统研究了高Nb-TiAl 合金在1 140～1 200 ℃温度范围内的等温相变动力学。基于JMA 方程结合热膨胀曲线探讨高Nb-TiAl 合金等温相变动力学，研究结果表明：

1)高Nb-TiAl 合金在各温度等温过程中，在α2→α 相转变过程中，α 相的形成存在着三个阶段为孕育期、生长期和平衡期。在孕育期，α2→α 相转变中的α 相逐渐形核；随等温时间的延长，α 相形核达到一定的饱和并迅速长大，即生长期；随等温时间的继续延长到达平衡期，α 相从母相α2相中持续析出，当α2基本消失，α 相的转变基本完成。

2)高Nb-TiAl 合金在温度为1 140～1 200 ℃等温，α2→α 相变动力学在温度为1 170 ℃时相变时长最短，相变驱动力最大，α 相转变速率达到最大。

3)获得高Nb-TiAl 合金在各等温温度的JMA等温动力学方程，等温相变动力学相关Avrami 指数n和温度常数k，得到不同等温温度的计算相变动力学曲线。

4)建立了高Nb-TiAl 等温相变TTT 曲线，获得α2→α 的“鼻尖”温度为1 170 ℃，此时高Nb-TiAl 合金相应的相转变速度最快。