SiC 顆粒對 β-γ TiAl合金組織的影響

李桂，陳闖，張聰惠，韓建超，張長江，張樹志

（1. 西安建筑科技大學 冶金工程學院，西安 71005；2. 寶鈦集團有限公司，陜西 寶雞 721014；3. 太原理工大學 材料科學與工程學院，太原 030024；4. 太原理工大學 機械工程學院，太原 030024）

21世紀以來，隨著航空航天工業的迅猛發展，人們對太空的探索更加全面和深入。輕質高強的高溫結構材料，成為航天器減重、提高推重比的重要研究方向。TiAl金屬間化合物具有較低的密度(4 g/cm3)、較高的高溫強度、良好的蠕變抗力以及較高的抗氧化性[1—3]，在一定條件下可以替代鎳基高溫合金，提高飛行器的推重比。傳統的 TiAl合金鑄態組織晶粒粗大，各向異性明顯，合金元素偏析嚴重，綜合力學性能較差，熱加工溫度較高，同時加工成本昂貴[4]。為了提高 TiAl加工變形能力，Kim[5]等人提出了β-γTiAl合金，這種合金由于具有良好的高溫變形能力，已經逐漸引起人們的研究興趣。通常是在傳統 TiAl合金的基礎上，增添β相穩定元素(Nb, Cr, Mn, V,Mo)，同時將Al的原子數分數控制在42%～45%左右，β相區將會向高 Al和低溫區域擴大，有效避開包晶反應，在凝固路徑中完全進入β單一相區。同時β-γTiAl合金能夠有效消除成分偏析，降低鑄造織構，β相屬于體心立方結構，具有較多獨立的滑移系，熱加工時塑性變形的臨界應力較低，合金的熱加工性能顯著提高。由于非平衡凝固的緣故，高溫β相將被殘留在室溫，并且發生有序化轉變生成B2相，β相的加入能夠有效阻礙α晶粒長大，晶粒被顯著細化。

當前，國內外學者已經對β-γTiAl合金進行了廣泛研究，他們添加不同的β相穩定元素(Nb, Cr, Mn, V,Mo)，得到不同的合金并對其進行系統研究。哈爾濱工業大學陳玉勇團隊成功軋制出了 Ti-42Al-9V合金板材[6]。日本學者Takeyama[7]研究了Ti-Al-V相圖，發現加入適量的β相穩定元素V，可有效避免包晶反應，使凝固路徑通過單一β相，隨后發生β→α相變進入單一α相。Clemens[8]在Mo合金化的TNM系列合金中同樣發現這種β相凝固特征。同時Clemens利用常規鍛造設備制造出了TNM合金的航空發動機毛坯葉片[8]，但是單純通過β相凝固并不能完全使顯微組織均勻細小，尤其在非平衡凝固條件下，B2相的分布并不均勻，因此，有必要在添加β相穩定元素的前提下，通過加入SiC顆粒，系統地研究SiC顆粒對顯微組織的影響。

文中以Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金為研究對象，著重討論 SiC顆粒對鑄態組織的影響以及不同的冷卻速度對顯微組織的影響。

圖1 Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金的鑄態組織Fig.1 As-cast structure of Ti-43Al-2Mo-0.4SiC alloy

1 實驗方法

文中以高純鋁（質量分數為99.99%）、高純海綿鈦（質量分數為99.9%）、鋁鉬合金以及納米SiC顆粒為原料，利用水冷銅坩堝真空電弧熔煉爐制備合金和Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金。反復熔煉4次確保成分均勻。利用電火花線切割在鑄錠中心位置切取8 mm×8 mm×4 mm的長方形坯料。熱處理實驗在ZY-LS1600 ℃高溫立式爐中進行，HT1, HT2, HT3的熱處理工藝分別為 1460 ℃/2 h/WQ, 1460 ℃/2 h/AC, 1460 ℃/2 h/FC，即HT1表示在1460 ℃保溫2 h時后水冷（WQ表示水冷），HT2表示在1460 ℃保溫2 h后空冷（AC表示空冷），HT3表示在1460 ℃保溫2 h后爐冷（FC表示爐冷）。通過文獻[8]研究發現，1460 ℃為β單相區。所有試樣采用水砂紙磨至2000目，金剛石噴霧劑機械拋光處理。通過X射線衍射儀分析相組成，采用DM2700-MRL金相顯微鏡和Quanta 200FEG場發射掃描電子顯微鏡(SEM)在背散射模式(BSE)觀察TiAl基合金材料的顯微組織以及相應點位能譜分析。

2 結果與分析

2.1 SiC顆粒對鑄態組織的影響

Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金的鑄態組織見圖1。從圖 1c可以發現，該鑄態組織主要由灰色的層片組織(α2+γ)和分布于層片團晶界處的亮白色β相以及呈黑色棒狀的析出相組成。合金原料在燒結反應過程中SiC相線溫度時，TiC與Ti5Si3完全溶解于液態相中，當溫度降低時，TiC從液態相中析出并長大[9]。依據文獻[5]新型β/γ-TiAl合金凝固路徑，Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金從液相中首先生成TiC和Ti5Si3，并作為β相異質形核的核心，細化β相晶粒。在非平衡條件下，由于冷卻速度較快，部分β相被保留下來，發生有序化轉變生成B2相，大多分布于晶界處。隨后其余的β相析出α相，并保持Burgers位向關系[10—12]：

鑄態 Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金能譜分析取點位置見圖2，并且各點位元素含量見表1。位置1處Mo的原子數分數為0.9%，Si的原子數分數為6.2%較高，由于 Si在β相中的溶解度較大[13]，而且Mo元素為強β相穩定元素，因此可以認為位置1處為β相。位置2灰黑色的為碳化物，這一區域含有較高含量的N元素（原子數分數為15.7.%），C元素含量也較高（原子數分數為6.6%），由此斷定該處可能含有TiC物質。位置3處Ti原子和Al原子比接近1︰1，可以確定該區域為γ相。

結合圖1、圖2的顯微組織分析，SiC顆粒有效細化了晶粒組織，主要存在于片層團晶界處，少量存留于片層內部。同時由于Mo元素具有較強的β相穩定能力，致使合金在凝固時β相區擴大，凝固路徑完全避開包晶轉變，元素偏析顯著減弱。另外，水冷銅坩堝的冷卻速度較快，β相并未完全轉變成α相進而形成片層團，殘留的β相以有序B2相存在于片成團晶界處，也能起到細化晶粒的作用。

表1 能譜分析各元素成分（原子數分數）Tab.1 Analysis of elements by energy spectrum %

圖2 鑄態Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金取點位置Fig.2 Point sites of as-cast alloy of Ti-43Al-2Mo-0.4SiC

2.2 熱處理工藝對鑄態組織的影響

HT3熱處理后的顯微組織見圖3。在1460 ℃，合金處于β單相區，由于隨爐冷卻速度較慢，合金在凝固過程中有充分的時間發生相變反應：L→β→α→α2/γ，因此，鑄態組織經過爐冷處理合金將會形成全片層組織(α2/γ)，添加 SiC 顆粒后，析出物將會出現在片層團的晶界和片層內，并且由于保溫時間較長，其細化效果并不明顯。

鑄態組織經過空冷處理后的顯微組織見圖4?？梢园l現，相比鑄態組織中的棒狀TiC，HT2熱處理后TiC顆粒的形狀明顯碎化。這是因為在較高溫度保溫較長時間，合金元素擴散較為充分。為了更加確定圖4中黑色區域的相成分以及顆粒狀物質的化學成分，對圖4組織進行了能譜分析，所取點位置見圖5，對應成分分析見表2。通過成分分析，不難發現位置1,2, 3均為TiC顆粒，而位置4由于Mo元素含量較高，為β相。這是因為保溫溫度較高，而且保溫時間較長，采取空冷工藝處理，合金溫度梯度較大，可能將高溫β相保留在室溫形成有序B2相。

圖3 HT2熱處理后Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金的顯微組織Fig.3 Microstructure of HT2 after heat treatment

圖4 HT3熱處理后Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金的顯微組織Fig.4 Microstructure of HT3 after heat treatment

圖5 HT2熱處理后Ti-43Al-2Mo-0.4SiC能譜取點位置Fig.5 Point sites of as-cast alloy of Ti-43Al-2Mo-0.4SiC after HT2

表2 能譜分析各元素成分（原子數分數）Tab.2 Analysis of elements by energy spectrum %

3 結論

1)鑄態 Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金組織為近片層組織，降低Al含量并增加β相穩定元素(Mo)，合金鑄態組織均勻，添加SiC顆粒后析出相主要存在于片層團晶界處和片層內部，組織明顯被細化。

2)熱處理組織與鑄態組織差異較大，HT3熱處理后為全片層組織，并且由于SiC顆粒的細化作用，片層團尺寸適當減小。HT1和HT2熱處理組織差別不大，主要因為過冷度較大，高溫β相被保留在室溫。

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