金属型离心铸造TiAl基合金显微硬度分布规律研究_盛文斌

FOUNDRYTECHNOLOGY

1201 金属型离心铸造TiAl基合金显微硬度分布规律研究

盛文斌,陈宗民,谷万里

(山东理工大学机械工程学院,山东淄博255049)

摘要:利用离心铸造的方法,浇注了目标成分为Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)的合金,并对其进行热等静压(HIP)处理(1270℃/173MPa/4h),研究了样品截面内的显微硬度分布规律,以及热等静压工艺对其显微硬度分布的影响。结果表明,由于金属型离心铸造TiAl基合金内部往往存在难以消除的微观缩松,铸态样品横截面内的显微硬度分布不存在明显的规律性;HIP工艺明显减小了样品横截面的显微硬度平均值,且呈现出较强的规律性,表现为中心区域附近较高,而边缘区域较低。关键词:TiAl基合金;离心铸造;热等静压;硬度

中图分类号:TG249.4;TG292　　文献标识码:A　　文章编号:1000-8365(2007)09-1201-04

InvestigationontheDistributionofHardnessofTiAlbasedAlloy

ManufacturedbyPermanentMoldCentrifugalCasting

SHENGWen-bin,CHENZong-min,GUWan-li

(DepartmentofMechanicalEngineering,ShandongUniversityofTechnology,Zibo255049,China)

Abstract:TheTi-48Al-2Cr-2Nb(at.%)alloyhasbeenpreparedbypermanentmoldcentrifugalcasting,andthentreatedbyhotisostaticpressing(HIP)at1270℃/173MPa/4hrs.Thedistributionofhardnessinthecross-sectionofas-castsamplesisstudied,andtheeffectofHIPonthedistributionofhardnessisinvestigatedaswell.Theresultsshowthatthedistributionofhardnessinas-castTiAlsamplehasnotobviousregularityduetotheexistenceofmicroporosities,whichisverydifficulttoeliminatecompletelyinpermanentmoldcentrifugalcasting.HIPimprovestheaveragehardnessobviouslyandshowsbetterregularity,whichischaracterizedbyhigherhardnessincenterregionandlowerhardnessinboundaryregion.Keywords:TiAl-basedalloy;Centrifugalcasting;HIP;Hardness

　　γ-TiAl基合金具有高的比强度和比模量,且具有良好的抗蠕变、抗氧化和抗氢脆能力,是一种极具潜力的轻型结构材料

[1～4]

金的凝固速度非常快,对于其组织有一定的细化作用[9,10]。此外,金属型离心铸造特有的充型及凝固过程使得合金显微组织结构与其他成型方法相比,存在一定的差别,而这种改变对其使用性能也将产生一定影响[11]。

材料的显微硬度与其耐磨性之间存在一定的联系,本文研究金属型离心铸造TiAl基合金的显微硬度分布规律,以及热等静压工艺对其显微硬度分布的影响。

1　实验方法

实验所用原材料为0级海绵钛、高纯铝锭(99.99%)、铌铝合金颗粒(70wt.%Nb)和金属铬颗粒。首先,将高纯铝锭加工成屑,并对金属铬颗粒进行细化处理,之后按照合金成分Ti-48Al-2Cr-2Nb

。

铸造γ-TiAl最具代表性的实际应用之一是作为

排气门的结构材质,其密度仅为3.9g/cm3,蠕变和疲劳性能与IN-751相当[5～7]。其主要的性能优势表现为气门自身的减重(约50%)以及工作温度的提高,减小气门与发动机之间的摩擦,进而降低发动机噪音和提高燃料的燃烧效率

[8]

。许多工作环境对于TiAl基

合金耐磨性有特殊的要求,常常利用表面改性方法提高其表面的耐磨性。对于金属型离心铸造过程,由于TiAl基合金凝固区间较窄,金属型的导热能力强,合

收稿日期:2006-08-14;　　修订日期:2007-06-22

基金项目:山东理工大学科研基金项目(4040-304019,4041-404001)作者简介:盛文斌(1973-　),吉林洮南人,副教授.主要从事新材料成形

工艺方面的研究工作.

Email:wbsheng@sdut.edu.cn(at.%)进行配比。

首先,将散料在TPH32-630A型四柱液压机上压制成尺寸为ø60mm×600mm的柱状棒,两个一组焊接到一起作为自耗电弧炉熔炼的电极。将压制好的电 1202 　

FOUNDRYTECHNOLOGYVol.28No.9Sep.2007

极在自耗电弧炉中按照标准TiAl基合金熔炼工艺炼成尺寸为ø100mm的柱状铸锭,将其作为随后进行的感应熔炼的母料。感应熔炼时,待合金熔化完全后在离心力场下进行浇注,采用立式浇注系统,铸型型腔(共6组)水平放置于转轴四周呈放射状分布,型腔近端距转轴距离为100mm,转台转速为300r/min。所浇注试样尺寸为ø14mm×120mm圆柱棒,对部分样品进行热等静压(HotIsostaticPress-HIP)处理,工艺为1270℃×173MPa×4h。

在柱状试样的中间部位进行取样,因为该处显微组织的变化相对于两端而言更加明显[6],所截取的短棒样品尺寸为ø14mm×15mm,组织观察和硬度测试表面为中间截面,如图1所示。选择样品截面中心线、以及距中心线2.5mm和4.5mm的三个位置进行硬度测试,测试点间距为0.5mm,分别标记为位置1、2和3,并在相应位置处观察其显微组织结构。考虑到磨样时产生的弧形边缘可能对测试结果存在一定的影响,将检测区域限制在以圆心为中心的半径为5mm的圆形区域内。

利用OlympusBX5型光学显微镜和Sirion200热场发射扫描电子显微镜对样品显微组织结构进行观察,利用VWS-1000A数字式显微硬度计对样品截面

图1　显微硬度测试示意图

Fig.1　Schematicdiagramofhardnessmeasurement

内的显微硬度进行测量。2　结果与讨论

2.1　铸态TiAl合金显微组织结构

图2为Ti-48Al-2Cr-2Nb合金截面内沿位置1观察到的不同区域显微组织。可以看出:铸态Ti-48Al-2Cr-2Nb合金为典型的全片层组织,是由交替的γ或α2板条构成,其晶界呈锯齿状,这是由TiAl基合金α相的凝固路径及随后的α→α2+γ转变特性决定的。晶粒尺寸在整个截面内发生了显著的变化,铸件横截面中心区域晶粒大小约为130μm,过渡区域的部分晶粒可达到300μm,边缘区域的晶粒比较细小,小于60μm。此外,在样品外表面附近,由于金属型的激冷作用,产生了一定厚度的非晶态层,其内部存在血管状组织。

图2　Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的铸态显微组织Fig.2　Microstructureofas-castTiAlalloy

　　与静态浇注相比,离心力场下金属液凝固时补缩压力较大,可以得到比较理想的补缩,其内部缩松分布相对集中,且体积较小

[8]

铸件内部一般有缩松现象,这种缺陷可以通过铸造工艺的优化得以改善,但很难完全消除。观查结果表明,样品经HIP处理之后,缩松缺陷已基本被消除,其致密度得到明显提高。图3为HIP处理后TiAl合金的显微组织。截面内沿位置1观察到的γ析出相尺寸的变化情况,如图4所示。经HIP处理之后,铸件横截面边缘区域析出的γ晶粒平均尺寸比较细小,随着向中心处的靠近,γ晶粒尺寸逐渐增大,样品中心区域析出的γ晶粒平均直径约为60μm。

2.3　铸态TiAl合金显微硬度分布规律

将抛光后样品在VWS-1000A数字式显微硬度计上进行测量,测量表面的光洁度以在光学显微镜下,这对铸件的力学性能的提高

是有益的。但是,由于型腔结构的限制以及金属的热力学特征,在一定程度上削弱了未凝熔体的补缩能力,无法完全避免缩松的出现。此外,离心力作用下,任意型腔横截面内均存在正向充填和反向充填两个过程,造成了铸件的显微组织分布具有非轴对称性,这些均对铸件的显微硬度分布造成影响。

2.2　HIP对γ析出相尺寸的影响

热等静压工艺可以消除铸件内部的微小缩松和缩孔,是提高铸件性能常用的一种方法。铸态TiAl合金　

《铸造技术》09/2007　

盛文斌等:金属型离心铸造TiAl基合金显微硬度分布规律研究

1203 图3　HIP处理后TiAl合金显微组织Fig.3　MicrostructureofTiAlalloytreatedbyHIP

值约288.9HV,二者之间的差值进一步减小,约36HV,其平均值为311.4HV。

可以看出,铸态样品截面内的硬度分布不存在明显的规律性,这主要是由于金属型离心铸造TiAl基合金内部往往存在难以消除的微观缩松,缩松的尺寸在几十微米到几百微米之间,而维氏硬度压痕尺寸在50μm左右,故样品横截面内微观缩松集中的区域,其硬度值偏低。从二次拟合结果来看,呈现出

图4　HIP处理后横截面内析出γ相尺寸的变化Fig.4　Changeofγgrainsizeinthecross-sectionafterHIP

中部低、边缘高的趋势,主要归结为靠近样品边缘的位置,缩松相对减少。由于铸型的强冷却作用,使得截面的最终凝固位置在其中心附近,这也是缩松的主要存在位置。

在截面边缘附近区域(位置3),缩松的数量与中心位置相比将明显减少,因此,使得其硬度分布曲线的中部弧度相对较小,整体变化趋势更加平缓。2.4　HIP对TiAl合金显微硬度分布规律的影响

图6为热等静压处理(HIP)后,截面对应位置处的显微硬度变化情况。由图可知,截面的显微硬度基本在200～300HV范围内,与铸态样品(平均值在

无划痕为准。硬度测量载荷为100kg,测量区域控制在截面中心ø10mm范围内,点间距约为0.5mm。

图5所示为铸态TiAl合金的显微硬度测试结果。可以看出,对于位置1,最大硬度值约389.7HV,而最小值为282.6HV,二者之间差值约107HV。其平均硬度值达到337.5HV。位置2处最大硬度值为360.3HV,最小值约315HV,二者之间的差值与位置1相比有所减小,约45HV。该处的平均值约338.9HV。对于位置3,最大硬度值为326HV,最小

(a)位置1;(b)位置2;(c)位置3

(a)位置1;(b)位置2;(c)位置3图5　铸态TiAl合金显微硬度分布曲线Fig.5　Distributionofhardnessforas-castTiAlalloy

图6　热等静压处理TiAl合金显微硬度分布曲线Fig.6　DistributionofhardnessforTiAlalloytreatedby

HIP

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FOUNDRYTECHNOLOGYVol.28No.9Sep.2007

300HV以上)相比,HIP工艺明显减小了样品的显微硬度。因为经HIP处理之后,其组织由全片层组织转变为双态组织,双态组织包含有(α2+γ)片层晶粒和等轴γ晶粒,其延展性(8%～20%)要明显优于由γ/α2层片构成的全片层组织(约0～2%)。所以,经HIP处理后,表征金属塑性变形抗力及应变硬化能力的硬度值减小了。

HIP处理样品内的显微硬度变化呈现出较强的规律性,表现为中心区域附近较高,而边缘区域较低。结合样品截面内HIP处理后析出相的尺寸变化规律,铸件横截面边缘区域析出的γ晶粒平均尺寸比较细小,随着向中心处的靠近,γ晶粒尺寸逐渐增大,中心区域析出的γ晶粒平均直径最大。可见,HIP处理TiAl基合金的显微硬度分布规律与所生成的γ晶粒尺寸之间存在一定的联系,主要表现为HIP处理过程中,中心区域由于其致密度相对较差,晶粒尺寸较大,晶粒间的原子扩散更为充分,所生成的γ晶粒尺寸也较大;而在表面附近区域,锯齿状交错的细小片层组织边界,成为热扩散的屏障,增大了扩散阻力,所生成的γ晶粒由于边界的限制而无法进行充分的生长。此外,TiAl基合金铸件的晶粒尺寸分布具有非轴对称性,使得HIP处理TiAl基合金的晶粒尺寸分布仍具有非轴对称性,所以位置2的显微硬度曲线与位置1及位置3略有差异。3　结论

(1)铸态Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的晶粒尺寸在整个截面内发生了显著的变化,横截面中心区域晶粒大小约为130μm,过渡区域的部分晶粒可达到300μm,边缘区域的晶粒比较细小,小于60μm。

(2)HIP处理之后,铸件横截面边缘区域析出的γ晶粒平均尺寸比较细小,随着向中心处的靠近,γ晶粒尺寸逐渐增大,样品中心区域析出的γ晶粒平均直径约为60μm。

(3)铸态TiAl合金的显微硬度分布不存在明显的规律性,这主要是由于金属型离心铸造TiAl基合金内部往往存在难以消除的微观缩松,对其硬度测量值存在一定的影响。

(4)HIP工艺明显减小了样品横截面的显微硬度平均值,且呈现出较强的规律性,表现为中心区域附近较高,而边缘区域较低。

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