李巖，王天浩，張黎偉，林均品，丁賢飛，李建崇，南海

（1. 中國航發(fā)北京航空材料研究院 鑄造鈦合金技術(shù)中心，北京 100095；2. 北京市先進(jìn)鈦合金精密成型工程技術(shù)研究中心，北京 100095；3. 北京科技大學(xué) 新金屬材料國家重點實驗室，北京 100083）

TiAl合金具有高比強(qiáng)度、高比剛度、耐高溫以及良好的抗氧化性等優(yōu)點，Nb元素的添加能顯著提高TiAl合金的高溫強(qiáng)度及抗氧化性能，其使用溫度可以達(dá)到750～1000 ℃，使其成為航空航天及汽車發(fā)動機(jī)耐熱構(gòu)件極具競爭力的材料，具有廣闊的應(yīng)用前景，但是 TiAl合金的室溫塑性及加工性能較差，限制其在工業(yè)領(lǐng)域的使用[1—4]。定向凝固技術(shù)能夠有效控制TiAl合金晶體取向，獲得具有特定方向的片層組織，從而提高其塑性、強(qiáng)度、抗蠕變性能等綜合力學(xué)性能，滿足發(fā)動機(jī)耐熱構(gòu)件對輕質(zhì)耐高溫材料的需求[5—6]。

TiAl合金成分決定了定向凝固的初生相和凝固模式，其經(jīng)歷的相變區(qū)間以及各自的相組成不同，導(dǎo)致定向凝固顯微組織和力學(xué)性能存在一定的差異[7—8]。為了優(yōu)化定向凝固 TiAl合金的成分并提高其力學(xué)性能，針對不同凝固模式下定向凝固 TiAl合金的力學(xué)性能進(jìn)行研究。

文中以Ti-45Al-8Nb, Ti-47Al-8Nb, Ti-49Al-8Nb,Ti-51Al-8Nb合金定向凝固試樣為研究對象，分析不同凝固模式下定向凝固顯微組織、力學(xué)性能和斷口形貌，研究凝固模式對TiAl合金定向凝固的影響規(guī)律，進(jìn)一步為定向凝固TiAl合金的應(yīng)用奠定實驗基礎(chǔ)。

1 試驗

1.1 材料

利用 Thermo-Calc軟件針對 TiAl-8Nb進(jìn)行力學(xué)模擬，并確定 4種凝固模式對應(yīng)的成分范圍。利用Bridgman定向凝固系統(tǒng)制備不同Al含量的TiAl-8Nb合金試樣，合金的成分及工藝參數(shù)見表1。

表1 定向凝固TiAl-8Nb合金成分和工藝參數(shù)Tab.1 Composition and process parameters of directionally solidified TiAl-8Nb alloys

1.2 方法

圖1 拉伸樣品型模處理與拉伸試驗用定向凝固原料棒尺寸Fig.1 Dimension of raw material rod for controlled directional solidification of mold processing and tensile test of tensile specimen

拉伸試樣的制備方法是先將鑄態(tài) TiAl-8Nb合金按照圖1尺寸加工，將機(jī)加工好的拉伸棒狀試樣放入Al2O3坩堝中進(jìn)行Y2O3型模處理。將型模烘干后進(jìn)行定向凝固試驗，完成后敲碎坩堝取出試樣。在拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗，室溫拉伸試驗的變形速率均為10-3s-1，高溫拉伸試驗的變形速率均為5×10-4s-1，溫度均為850 ℃。

TiAl-8Nb合金顯微組織觀察首先定向凝固試樣沿縱截面剖開，經(jīng)過砂紙磨平、拋光并腐蝕后，利用場發(fā)掃描電鏡觀察TiAl-8Nb合金微觀組織和偏析形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 定向凝固顯微組織

不同凝固模式下 TiAl-8Nb合金的典型定向凝固組織見圖2，柱狀晶寬度按照單β相凝固、亞包晶凝固、過包晶凝固、單α相凝固的順序依次增大，且柱狀晶邊界逐漸變得平直，圖2中用紅線描繪出了柱狀晶的片層方向，對于單β相凝固得到的合金組織，其絕大部分片層方向與軸向成近45°夾角，亞包晶凝固模式的合金中則存在片層方向與軸向成約 30°和 60°的兩種取向關(guān)系，過包晶凝固模式的合金中的片層方向與軸向角度更大約為75°，在單α相凝固模式得到的合金組織中，片層方向與軸向垂直的90°關(guān)系。從白色偏析的襯度可以看出僅有單一α凝固模式對應(yīng)的圖2d的初生相為α相，其余3種凝固模式的初生相均為β相[9]。其中，圖2c和2d呈現(xiàn)出了較嚴(yán)重的枝晶間Al偏析，由于偏析區(qū)Al含量的差異使得金相試樣制備過程受到的腐蝕程度不同，這些偏析會對合金的力學(xué)性能造成較大的影響。圖3d中片層團(tuán)的方向幾乎和生長方向垂直，這是因為初生α相的擇優(yōu)取向使其c軸同熱流方向保持一致[10]。

圖2 不同凝固模式下TiAl-8Nb合金典型的定向凝固組織Fig.2 Controlled directional solidification structure TiAl-8Nb alloys in different solidification modes

2.2 室溫力學(xué)性能及斷口形貌

不同凝固模式下定向凝固 TiAl-8Nb合金室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖 3。TiAl-8Nb合金的抗拉強(qiáng)度和斷裂伸長率見表 2。通過對拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線分析，4種凝固模式TiAl-8Nb合金定向凝固在拉伸試驗過程未進(jìn)入屈服階段即發(fā)生斷裂，無法獲得屈服強(qiáng)度。由于定向凝固時間較長和實驗坩堝型模的限制，試樣均含有少量的 Y2O3顆粒，拉伸試驗過程容易形成應(yīng)力集中，致使定向凝固TiAl-Nb合金室溫塑性差。亞包晶凝固模式的Ti-47Al-8Nb合金性能最好，抗拉強(qiáng)度為429 MPa，斷裂伸長率為0.74%，過包晶凝固模式的Ti-49Al-8Nb合金性能次之。雖然4種合金的拉伸伸長率均較低，但是此結(jié)果說明了包晶凝固模式，尤其亞包晶凝固模式合金的定向凝固組織拉伸性能較高，有利于定向凝固過程中控制片層取向并提高力學(xué)性能[11—12]。

圖3 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Stress strain curves of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after tensile at room temperature in different solidification modes

表2 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金室溫條件下拉伸力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after tensile at room temperature in different solidification modes

不同凝固模式下定向凝固 TiAl-8Nb合金室溫拉伸后斷口形貌見圖4。斷口均為解理斷裂，斷口相對比較平整且并未觀察到大量的斷裂韌窩，是典型的脆性斷裂[13]。由斷裂路徑來看，Ti-45Al-8Nb合金的一部分?jǐn)嗫诹鸭y沿晶界擴(kuò)展，可以清楚地看到一個個晶粒，晶粒面比較光滑，另一部分裂紋斷口也可以看到晶界，但是晶粒面相比沿晶斷裂較為粗糙，即同時出現(xiàn)沿晶斷裂和穿晶斷裂，其他3種合金的斷口形貌并未觀察到明顯晶粒且斷口表面不光滑，均表現(xiàn)為穿晶斷裂。

2.3 高溫拉伸性能及斷口形貌

不同凝固模式下，TiAl-8Nb合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷裂伸長率見表3，定向凝固TiAl-8Nb合金在 850 ℃條件下的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖 5。Ti-45Al- 8Nb合金在未進(jìn)入屈服階段即發(fā)生斷裂，這可能與定向凝固合金顯微組織中晶粒排列雜亂、尺寸較大且無明顯挺直的柱狀排列有關(guān)。隨著Al含量的升高，實驗合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度依次降低，而斷裂伸長率則呈現(xiàn)遞增趨勢[14]。亞包晶凝固模式的

圖4 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金室溫拉伸后斷口形貌Fig.4 Fracture morphology of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after tensile at room temperature in different solidification modes

表3 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金850 ℃條件下拉伸力學(xué)性能Tab.3 Mechanical properties of directionally solidified TiAl-8Nb alloys at 850 ℃ in different solidification modes

圖5 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Stress-strain curves of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after high temperature tensile in different solidification modes

Ti-47Al-8Nb合金依然呈現(xiàn)出相對較高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，其伸長率也達(dá)到了13.82%。由于亞包晶凝固過程中初生相為β相，隨后發(fā)生包晶反應(yīng)L+β→α，包晶反應(yīng)消耗了全部L相和部分β相，剩余的β相發(fā)生β→α的固態(tài)相變，形成了與拉伸方向呈小角度的片層組織，并使片層團(tuán)界面近似平行于拉伸方向的柱狀晶[15]。同時由于合金中Al含量增加，使片層間距減小，片層組織中γ相含量增加，提高了合金高溫拉伸伸長率。

不同凝固模式下定向凝固 TiAl-8Nb合金高溫拉伸后斷口形貌見圖6。如圖6a所示，Ti-45Al-8Nb合金的斷口形貌為典型的穿晶解理斷裂，斷口并未觀察到明顯晶界，斷口平齊光亮，呈放射狀，放射花樣較細(xì)，可以看到許多不平行的解理小刻面，以及河流狀花樣。如圖6b所示，亞包晶凝固模式的Ti-47Al-8Nb合金主要呈穿片層斷裂，圖6b右上角圖顯示了該合金斷口外圍的斷裂形貌，在斷口外圍出現(xiàn)了較小的韌窩形貌[16]。Ti-49Al-8Nb和Ti-51Al-8Nb合金的斷口形貌見圖6c和6d，可以看到纖維區(qū)內(nèi)斷口表面粗糙形狀不規(guī)則，呈明顯的顆粒狀，拉伸斷口呈結(jié)晶狀，由解理小斷面和大量高密度短而彎曲的撕裂棱組成，并伴有少量的韌窩和互相連接的小空洞。斷裂沿著晶粒的晶面進(jìn)行，斷口晶粒明顯，立體感強(qiáng)，呈現(xiàn)這種形貌是因為高溫下晶界上的原子擴(kuò)散比晶內(nèi)原子劇烈，晶界強(qiáng)度明顯低于晶內(nèi)強(qiáng)度，晶界成為高溫斷裂的策源地，表明其斷裂伸長率獲得了提升，發(fā)生了介于韌性斷裂和脆性斷裂的準(zhǔn)解理斷裂。

圖6 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金高溫拉伸后斷口形貌Fig.6 Fracture morphology of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after high temperature tensile in different solidification modes

3 結(jié)論

1) 不同Al含量影響了TiAl-Nb合金定向凝固凝固模式，單一β凝固模式柱狀晶傾斜明顯，亞包晶、過包晶以及單一α相凝固模式合金的柱狀晶挺直且寬度較均勻。

2) 單一α凝固合金中片層方向近似與定向凝固方向平行外，其他方式凝固合金中大部分片層方向與定向凝固方向呈近45°夾角。

3) 亞包晶合金其室溫力學(xué)性能最好，抗拉強(qiáng)度和塑性分別為429 MPa和0.74%；其高溫抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到了483 MPa。和高溫拉伸性能均高于其他凝固模式的合金性能，其抗拉強(qiáng)度分別為 429和 483 MPa。

4) 定向凝固試樣組織存在Y2O3顆粒，拉伸試驗過程容易形成應(yīng)力集中，致使定向凝固TiAl-Nb合金室溫強(qiáng)度和塑性差。

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