李曉磊， 崔陸軍， 郭士銳， 鄭 博， 杜 虹

(中原工學(xué)院 機電學(xué)院, 河南 鄭州 450007)

TiAl基合金因具有低密度、高比強度、高比模量、優(yōu)良的高溫抗蠕變和抗氧化性能，在航空、航天、汽車工業(yè)以及核能工業(yè)等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1-2]。然而其室溫塑性低、熱成形能力差等缺點大大限制了其應(yīng)用[3-4]。在TiAl合金體系中，基于γ(TiAl)相的γ-TiAl合金具有最接近實用化的前景[5-6]。研究表明，合金的變形主要由以片層狀或者等軸形態(tài)分布的γ相承擔(dān)，而片層狀的α2相是致使合金難以加工和發(fā)生塑性變形的脆性相[7-8]，同時，片層組織(γ+α2)的片層團尺寸、各相的比例、片層間距等顯微組織參數(shù)對合金性能有很大影響[9-10]。因此，無論對通過何種加工工藝得到的γ-TiAl合金構(gòu)件而言，控制片層組織(γ+α2)的形成過程是使合金獲得最優(yōu)綜合性能的必要手段[11-12]。

γ-TiAl合金的片層組織(γ+α2)的形成涉及復(fù)雜的固態(tài)相變過程，包括γ與α2片層的分別形成，因而片層形成機制和生長規(guī)律很早就受到關(guān)注。JONES等在研究二元TiAl合金相平衡和相轉(zhuǎn)變時，發(fā)現(xiàn)共析轉(zhuǎn)變α→γ+α2在通常的實驗條件下是極難發(fā)生的[13]。而ABE等在研究Ti-48(at.%)Al合金α→γ相變機制時，提出該相變的發(fā)生是通過密排六方的α基體中的肖克利不全位錯發(fā)生的，不全位錯能夠產(chǎn)生堆垛層錯，通過堆垛層錯又能夠使原子堆垛方式由ABAB型轉(zhuǎn)變?yōu)锳BCABC或者ACBACB型，可以實現(xiàn)hcp→fcc晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變，從而為γ相的形成提供結(jié)構(gòu)條件[14]。DENQUIN等提出γ片層生長存在3個階段，即通過肖克利不全位錯形成fcc結(jié)構(gòu)的預(yù)形核階段、在fcc預(yù)形核基礎(chǔ)上發(fā)生γ變體的形核階段、不同γ變體相遇后形成有序疇界的階段[15]。HOWE等則提出了“臺階-凸起-扭折”機制，以解釋γ片層在原子尺度的生長過程[16]。近年來，DEY等提出了激發(fā)形核理論(Sympathetic Nucleation, SN)，認為TiAl合金片層組織的形成是“邊-邊激發(fā)形核”和“邊-面激發(fā)形核”的結(jié)果[17-19]?？梢园l(fā)現(xiàn)，目前的研究并未涉及到γ片層在析出初始階段的生長規(guī)律，而研究γ片層的生長規(guī)律直接涉及到如何控制片層團取向、片層團尺寸、相比例等片層組織的基本特征，進而對γ-TiAl合金固態(tài)相變機制和合金性能調(diào)控都具有非常重要的意義。

本文使用Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金，采用在α單相區(qū)固溶處理后再冷卻淬火的方法獲得具有初始生長狀態(tài)的γ片層顯微組織，并對γ片層形貌進行研究，分析其生長規(guī)律，有利于更深入理解γ-TiAl合金片層組織的生長機制，并為合金的組織調(diào)控提供理論基礎(chǔ)。

1 實驗方法

實驗使用的原材料為VAR熔煉的Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)鑄錠，采用線切割制備12 mm×12 mm×12 mm塊狀試樣。將試樣放置到熱處理淬火裝置中進行熱處理以及淬火操作，整個過程置于500 ml/min的流通高純氬氣氣氛保護中，淬火過程在1 s內(nèi)完成，以使高溫組織保留在淬火組織中。

具體熱處理工藝為：首先將試樣在α單相區(qū)(1 390 ℃)固溶處理30 min，使初始的鑄態(tài)片層組織完全轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷責(zé)o序的α相，然后精確控制冷速以2 ℃/min 降溫到α→γ相轉(zhuǎn)變溫度(Tα)以下，并在到達不同溫度后對高溫試樣進行淬火處理，將所獲得的淬火試樣從中部采用線切割切開，對處于原試樣中心位置的表面進行機械磨制，并進行XRD分析，使用電解拋光方法制備EBSD試樣。

光鏡觀察的顯微組織使用1∶1∶8(HF∶HNO3∶H2O)腐蝕劑進行腐蝕，使用OLYMPUS GX71顯微鏡觀察并記錄結(jié)果。EBSD試樣制備所用的電解拋光液組成為：5% 高氯酸+35%正丁醇+60%甲醇(vol.%)，工作電壓為30 V，溫度為-25 ℃。使用VEGA-LMH II掃描電子顯微鏡獲得分析結(jié)果，其中EBSD掃描步長為0.1 μm。

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 保溫溫度和時間對高溫α晶粒尺寸的影響

為了研究片層組織的形成，首先需要把室溫下的片層組織轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷責(zé)o序α相。因而，研究Ti-48Al-2Cr-2Nb合金在此過程中升溫及保溫工藝對高溫?zé)o序α相晶粒尺寸的影響是開展后續(xù)研究的基礎(chǔ)。由于升溫速度不影響高溫?zé)o序α相的晶粒尺寸，因此只針對保溫溫度和保溫時間兩個變量開展了工作。高溫?zé)o序α相晶粒尺寸的確定是通過對高溫淬火實驗中獲得的淬火組織晶粒尺寸進行統(tǒng)計而獲得的，結(jié)果如圖1所示。通過對高溫淬火組織的觀察，可以判斷出片層組織向高溫?zé)o序α相的轉(zhuǎn)變溫度大約為1 365 ℃，這與文獻報道中所述一致[12，17]，因而圖1只列出了在α單相區(qū)內(nèi)保溫(1 360 ℃以上溫度保溫)的結(jié)果。從圖1中可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)保溫溫度低于1 390 ℃時，隨著保溫時間的延長，高溫?zé)o序α相晶粒尺寸變化不大；當(dāng)保溫溫度高于1 390 ℃時，隨著保溫時間的延長，高溫?zé)o序α相晶粒尺寸逐漸增大；尤其是在1 390 ℃保溫30 min時，高溫?zé)o序α相晶粒尺寸增大非常明顯，這表明此時的顯微組織完全是高溫?zé)o序α相，而且由于高溫?zé)o序α晶界沒有第二相的釘扎作用，高溫?zé)o序α晶?？梢蚤L大得非常快；同時還可以看出，高溫?zé)o序α晶粒在1 390 ℃需要保溫30 min，其尺寸方可達到1 600 μm，而在1 430 ℃保溫時，只需要5 min其晶粒便可達到該尺寸。在本文的研究中，為了使合金的相變過程中成分擴散更加均勻，高溫淬火實驗采用在1 390 ℃保溫30 min后冷卻到γ單相區(qū)內(nèi)一定溫度進行淬火的工藝。

圖1 保溫溫度和保溫時間對高溫?zé)o序α晶粒尺寸的影響

2.2 γ片層的析出溫度

圖2是試樣在高溫α單相區(qū)內(nèi)1 390 ℃固溶處理30 min后，以2 ℃/min的冷速冷卻至1 350 ℃、1 270 ℃、1 260 ℃和1 250 ℃時的淬火組織光鏡照片。結(jié)合文獻[14]可知，在1 270～1 350 ℃溫度區(qū)間，淬火組織由塊狀γm相和過飽和的αss2相組成，其中塊狀γm相勾勒出了高溫α晶界；在1 260 ℃及以下溫度淬火所得到的組織由γ片層和過飽和的αss2相構(gòu)成，形成了很清晰的片層團邊界形貌。因此，可以判斷γ片層在1 260～1 270 ℃之間開始析出。

為了進一步確定γ片層的析出溫度，在1 260～1 270 ℃溫度范圍內(nèi)進行淬火實驗，結(jié)果如圖3所示。由圖3(a)可以看出，在1 268 ℃淬火仍然得到了在α晶界析出的塊狀γm相；由圖3(b)-圖3(d)可以看出，在1 267 ℃淬火得到了剛剛析出的γ片層，同時在進行更多重復(fù)實驗時，仍然在1 267 ℃發(fā)現(xiàn)析出的γ片層。因此，可以判斷γ片層約在1 266 ℃析出，在1 264 ℃以下溫度形成比較完整的片層團組織。與文獻[12]報道的α→γ相變溫度1 365 ℃相比而言，本實驗中γ片層析出所需的過冷度約為100 ℃，這與DEY等人的研究結(jié)果相類似[17]。

圖3 在1 390 ℃固溶處理30 min后以2 ℃/min分別冷卻至(a) 1 268 ℃, (b) 1 267 ℃, (c) 1 266 ℃, (d) 1 265 ℃所得的淬火組織

從上述結(jié)果可知，對于Ti-48Al-2Cr-2Nb合金而言，γ片層析出時需要很大的過冷度。在γ片層開始生長之后，甚至在γ片層已經(jīng)大量析出的情況下，沿α晶粒邊界仍有塊狀γm相生成(圖3(c)和圖3(d))。需要指出的是，這些塊狀γm只能圍繞著沒有γ片層析出的α晶粒邊界生長。該結(jié)果表明，在淬火過程中，塊狀γm晶?？梢詮母邷卅辆Я＿吔缥龀霾⒁暂^快速度長大，該合金無法通過淬火避開α→γm相變過程的發(fā)生。同時可以看出，γ片層在長度方向的生長速度極快，一旦開始析出，可以在長度方向上很快地充滿整個α晶粒，并初步形成片層團輪廓。而γ片層在寬度方向的生長速度相對而言就十分緩慢，這說明γ片層在長度和寬度方向存在兩種生長方式。將圖3中片層團尺寸與圖1中高溫α晶粒尺寸相對比，可以發(fā)現(xiàn)二者相近，這表明在本實驗冷速條件下，γ片層是在α晶界處形核并開始生長，并且α晶粒的尺寸直接影響片層團的尺寸。

2.3 γ片層生長過程中的成分變化特點

圖4是γ片層不同位置元素含量分布的能譜線掃描結(jié)果。圖4(a)為γ片層生長尖端位置的元素成分分布圖，可以看出，在γ片層生長尖端位置處的片層寬度極小(小于1 μm)，沿生長方向觀察，在生長前沿基體組織里已經(jīng)觀察不到γ片層；在基體組織中合金元素的分布很均勻，只有在較寬γ片層的微區(qū)，Al元素有比較明顯的富集，Cr元素有明顯的貧化趨勢，Ti元素在過飽和αss2相中有更高的含量，Nb元素的分布趨勢沒有明顯的變化，分布比較平均。

圖4(b)是靠近片層團邊界位置的合金元素成分分布圖，可以看出，γ片層有明顯的粗化，合金元素則出現(xiàn)更顯著的分布差異，其中Al元素在γ相中富集，而Ti、Cr元素在過飽和αss2相中富集；在γ片層中，Al元素含量高的位置都對應(yīng)著Ti元素含量低的位置，Nb元素依然沒有隨著片層的生長出現(xiàn)明顯的分布變化。

γ片層生長尖端的元素均勻分布結(jié)果表明，在γ片層生長過程中，沿其長度方向上的生長速度非?？?，在生長尖端的固相中合金元素來不及充分擴散，但結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變已經(jīng)完成。在遠離γ片層生長尖端的片層團邊界處，元素分布有明顯的變化，尤其是Al元素在γ片層中的富集以及Cr元素的貧化，說明片層在其寬度方向的生長伴隨著元素擴散，屬于擴散型相變。

(a) γ片層生長尖端位置 (b) 靠近片層團邊界位置圖4 γ片層不同位置元素含量分布的能譜線掃描結(jié)果

2.4 γ片層生長過程中的結(jié)構(gòu)變化特點

圖5是γ片層生長尖端位置顯微組織的形貌照片和分析區(qū)域的EBSD分析結(jié)果。圖5(a)顯示了γ片層生長尖端的形貌。圖5(b)是生長尖端區(qū)域的相分布圖，可以看出，在生長尖端位置，γ相(深色襯度區(qū)域)所占比例極少，區(qū)域內(nèi)以基體α2相(白色，αss2在晶體結(jié)構(gòu)上表現(xiàn)為α2)為主，γ片層之間存在很大片層間距，γ片層之間是α2相。圖5(c)是生長尖端位置區(qū)域內(nèi)各相的取向分布圖，可以發(fā)現(xiàn)，在同一個片層團內(nèi)，基體中α2相取向完全相同，在同一個片層團內(nèi)γ片層具有不同的晶體學(xué)取向。值得注意的是，具有不同取向的γ片層之間片層間距非常大，尺寸大約在幾十μm甚至更大，而相近取向的兩個γ片層之間片層間距比較小。

從以上結(jié)果可以看出，γ片層從α晶粒邊界位置形核后，會以非?？斓乃俣认蚓?nèi)生長，但是由于競爭生長選擇因素的存在，當(dāng)取向相近時，γ片層會以很小的片層間距生長，這可能與相變產(chǎn)生的相變應(yīng)力有關(guān)[11，15]；而當(dāng)γ片層之間以非常大的片層間距分別長大時，γ片層所具有的取向與片層間距就無明顯關(guān)系了。

(a) 分析區(qū)域形貌照片 (b) 相分布圖 (c) 取向分布圖 圖5 γ片層生長尖端位置顯微組織的形貌照片和分析區(qū)域的EBSD分析結(jié)果

為了進一步從晶體學(xué)上理解片層的生長過程以及片層團邊界的形成，本文對淬火組織中以片層團邊界為中心的顯微組織進行了EBSD分析，結(jié)果如圖6所示。圖6(a)是相分布圖，其中白色區(qū)域是基體α2相，深色襯度區(qū)域是析出相γ相?？梢钥闯?，在片層團邊界附近的γ片層兩兩連接到一起，γ片層的寬度在此處明顯增加，在片層團內(nèi)部，兩兩連接在一起的γ片層之間的片層間距很小，此時的α2相已經(jīng)形成了片層形貌，存在于兩側(cè)的γ片層之間，甚至出現(xiàn)了相鄰的兩個α2片層之間存在連續(xù)幾個γ片層的現(xiàn)象。圖6(b)是γ相取向分布圖，可以看出，片層團邊界處γ片層具有多種取向，但是當(dāng)對相鄰兩γ片層的極圖進行分析后，可以發(fā)現(xiàn)二者通常是以孿晶關(guān)系存在的(圖6(c))。從以上結(jié)果可以看出，在片層寬度方向上，初生γ片層以孿晶的方式生長，伴隨著這一過程，γ片層之間的過飽和αss2相逐漸被γ片層分隔成細小的片層狀，形成α2片層。

(a) 相分布圖 (b) γ相取向分布圖

(c) 根據(jù)γ相變體的{110}和{111}晶面極圖區(qū)分γ相變體之間的取向關(guān)系圖6 Ti-48Al-2Cr-2Nb合金冷卻到1 262 ℃所得淬火組織中在晶界附近顯微組織EBSD結(jié)果

3 結(jié)語

(1) Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金γ片層析出溫度約為1 266 ℃；γ片層從α晶界處形核并生長，在其長度方向上的生長速度遠遠大于其寬度方向上的生長速度，α晶粒尺寸直接影響片層團尺寸。

(2) 在γ片層生長尖端，合金元素成分分布比較均勻，無明顯變化；在靠近片層團邊界部位的片層中，合金元素分布出現(xiàn)Al元素在γ相中富集，Cr元素在α2相中富集的現(xiàn)象，在寬度方向上生長的相變屬于擴散型相變。

(3) γ片層從α晶界形核時，相鄰γ片層具有相近取向時，它們將以小的片層間距生長。片層團邊界處相鄰的γ片層通常兩兩連接在一起生長，二者之間具有孿晶取向關(guān)系。