電子束沉積TiAl合金的微觀形貌及組織結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性

馬　李，何錄菊，邵先亦，王古平，張夢(mèng)賢

(1 廣東石油化工學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院，廣東 茂名 525000；2 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 復(fù)合材料與結(jié)構(gòu)研究所，哈爾濱150001；3 廣東石油化工學(xué)院 教育信息技術(shù)中心，廣東 茂名 525000；4 臺(tái)州學(xué)院 物理與電子工程學(xué)院，浙江 臺(tái)州 318000)

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電子束沉積TiAl合金的微觀形貌及組織結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性

馬李1,2，何錄菊3，邵先亦4，王古平4，張夢(mèng)賢4

(1 廣東石油化工學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院，廣東 茂名 525000；2 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 復(fù)合材料與結(jié)構(gòu)研究所，哈爾濱150001；3 廣東石油化工學(xué)院 教育信息技術(shù)中心，廣東 茂名 525000；4 臺(tái)州學(xué)院 物理與電子工程學(xué)院，浙江 臺(tái)州 318000)

利用大功率電子束物理氣相沉積設(shè)備，采用單靶蒸鍍方法制備厚度為0.3mm的自由態(tài)TiAl合金板，并對(duì)制備態(tài)樣品進(jìn)行不同溫度(650～950℃)的真空退火處理。借助X射線衍射儀、掃描電子顯微鏡及透射電子顯微鏡分析退火處理對(duì)相組成及微觀組織結(jié)構(gòu)的影響。結(jié)果表明：Ti，Al元素飽和蒸氣壓的差異導(dǎo)致富Ti成分區(qū)和富Al成分區(qū)沿板材截面呈現(xiàn)交替變化，其組成相為α2-Ti3Al，γ-TiAl和τ-TiAl2；在650～950℃溫度區(qū)間退火24h后，由于Al向Ti中擴(kuò)散，呈現(xiàn)明顯的界面融混和晶粒粗化，導(dǎo)致有序相含量的降低，其層狀結(jié)構(gòu)的退化受到孔洞形成、晶粒長(zhǎng)大以及層間吞噬的影響。

電子束物理氣相沉積；TiAl合金；飽和蒸氣壓；微觀形貌；結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性

在650～850℃溫度區(qū)間，基于能替代Ni基高溫合金的輕量化選材要求，TiAl合金薄板在高超聲速飛行器熱防護(hù)系統(tǒng)中的應(yīng)用已納入未來歐洲航空運(yùn)輸研究計(jì)劃[1]。TiAl合金耐高溫、比強(qiáng)度和比剛度高、彈性模量、抗蠕變性能均比Ti合金優(yōu)異而與Ni基高溫合金相當(dāng)，被認(rèn)為是航空航天推進(jìn)系統(tǒng)高溫結(jié)構(gòu)部件的重要候選材料，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)低壓渦輪葉片、旋流器以及航天飛機(jī)的蒙皮等高溫部件上具有廣泛的應(yīng)用前景，同時(shí)也是汽車發(fā)動(dòng)機(jī)用增壓渦輪和排氣閥等零件的理想材料[2,3]，但TiAl合金的本征脆性使得制備大尺寸超薄TiAl合金薄板的難度很大[4]。

目前，研究較多、工藝較成熟的TiAl合金薄板制備技術(shù)，幾乎都需要對(duì)合金進(jìn)行以軋制為核心的熱加工，如Liang等[5]采用包套熱軋工藝制備了TiAl合金薄板, Shagiev等[6]采用相同技術(shù)制備得到0.4mm厚的TiAl合金薄板。由于特殊軋制技術(shù)工序繁瑣，Weaver等[7]采用鑄軋技術(shù)實(shí)現(xiàn)了TiAl合金薄板的制備，鑄軋技術(shù)是將熱軋與傳統(tǒng)的鑄造技術(shù)相結(jié)合的一種近凈成形技術(shù)，其工藝簡(jiǎn)單、成本低廉，是一種很有潛力的薄板制備技術(shù)，但需要解決其所制薄板組織粗大、均勻性差、氧含量高等問題。此外，熔融溢流快速固化技術(shù)(Melt Overflow Rapid Solidification Technology，MORST)也用來制備組織均勻、細(xì)小且致密度與強(qiáng)度較高的TiAl合金薄板，MORST制備的產(chǎn)物純凈、組織性能良好且成本較低，但室溫塑性通常較差[8]。常用于TiAl合金板制備的普通軋制工藝，包括粉末活化(Reactive Powder, RP)[9]和箔片活化(Reactive Foil, RF)[10]兩種方法。RP法制備TiAl合金板是一個(gè)由擴(kuò)散控制、生成TiAl3和TiAl2等中間相的復(fù)雜過程。由于Ti, Al兩元素的擴(kuò)散系數(shù)相差很大，在無壓燒結(jié)時(shí)由于擴(kuò)散形成的孔洞會(huì)產(chǎn)生大幅度的體積膨脹，因此必須利用熱壓、熱等靜壓等加壓燒結(jié)方法，抑制體積膨脹，消除孔隙，以提高板材的致密度和力學(xué)性能。江垚等[11]采用低壓燒結(jié)冷軋Ti, Al粉末板坯，制備了TiAl合金板材，但其致密度較低。出于降低薄板中氧含量并提高致密度的考慮，Luo等[12]利用RF法制備了孔隙率僅為3.43%的單相γ-TiAl合金薄板。Jakob等[13]利用RF工藝制備的Ti-48.4Al合金薄板的室溫伸長(zhǎng)率約為1%，抗拉強(qiáng)度可達(dá)400MPa。David等[14]將疊加的Ti，Al箔通過自蔓延高溫合成制備TiAl合金板材，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到460MPa。RP方法的主要缺點(diǎn)在RF方法中均得到了改善，不過RF工藝路線的制備成本較高，并且擴(kuò)散反應(yīng)比反應(yīng)燒結(jié)獲得均勻TiAl合金的難度要大得多。

為制備用于高超聲速飛行器熱防護(hù)系統(tǒng)金屬面板的大尺寸(500mm×500mm)超薄(≤300μm)TiAl合金板材，選用電子束物理氣相沉積(Electron Beam-Physical Vapor Deposition，EB-PVD)作為制備方法。作為一種近凈成形技術(shù)， EB-PVD無需特殊軋制工序，具有沉積速率高、可制備多種結(jié)構(gòu)和幾乎任意體系材料、能夠避免靶材與坩堝間發(fā)生化學(xué)反應(yīng)及坩堝放氣污染等優(yōu)點(diǎn)[15]。前期工作曾利用該工藝制備了Ni基高溫合金板、Fe基合金板等大尺寸板材[16,17]，并制備了以Ti增韌的TiAl/Ti微層材料，經(jīng)過致密化處理的TiAl/Ti微層材料的室溫強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率分別達(dá)到600MPa和2.83%[18]。目前國(guó)內(nèi)外針對(duì)EB-PVD制備TiAl合金板的研究集中于工藝控制和力學(xué)性能，但對(duì)利用該工藝制備TiAl合金的微觀組織結(jié)構(gòu)形成機(jī)理或在高溫下微觀組織變化特征的研究報(bào)道不多。

本工作采用EB-PVD工藝制備TiAl合金薄板，對(duì)其微觀組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行了研究，并進(jìn)行650～950℃區(qū)間不同溫度的退火處理，分析TiAl合金板組成相的形成機(jī)理，觀察分析材料微觀組織結(jié)構(gòu)的變化特征。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1原料及試板制備

利用L5型大功率電子束物理氣相沉積設(shè)備制備TiAl合金板，靶材為北京航空材料研究院提供的Ti-48%Al(原子分?jǐn)?shù)，下同)靶，基板材料為直徑1m的圓形不銹鋼(1Cr18Ni9Ti)片，裝入真空室前在乙醇與丙酮的混合溶液中超聲清洗20min。蒸發(fā)靶材前先在基板上沉積厚度為10μm的BN抗粘接層，以便于沉積結(jié)束后合金板從基板上分離。制備工藝參數(shù)為：真空壓強(qiáng)≤4.6×10-3Pa，束流強(qiáng)度1～2A，基板溫度700℃，基板旋轉(zhuǎn)速率10rad/min，蒸發(fā)時(shí)間90min。沉積完畢后，繼續(xù)保持高真空狀態(tài)，待基板自然冷卻至50℃以下時(shí)，打開真空室，取下材料。試樣經(jīng)裁切后用石英管抽真空封裝放入在馬弗爐中，分別在650，750，850，950℃4個(gè)溫度下進(jìn)行24h的保溫處理。

1.2分析測(cè)試

采用D/max-rB 自動(dòng)X射線衍射儀(XRD)測(cè)試材料組成相；采用S4700掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行組織形貌觀察；采用Hitachi-8100型透射電子顯微鏡(TEM) 對(duì)材料橫截面進(jìn)行微觀組織觀察及物相分析。

2　結(jié)果與討論

2.1制備態(tài)樣板的微觀組織結(jié)構(gòu)

圖1為TiAl合金板制備態(tài)樣板的表面顯微形貌?？拷逡粋?cè)的SEM照片說明沉積層在生長(zhǎng)初期存在島狀生長(zhǎng)模式。在形成連續(xù)膜之前的溝渠階段，島與島聚結(jié)后會(huì)形成若干無規(guī)則溝渠和顯微孔洞，后續(xù)沉積粒子對(duì)這些溝渠和孔洞的填充不完全，使腐蝕液容易在這些部位形成較深的腐蝕坑，因此顆粒形貌不是很清晰，如圖1(a)所示。隨著沉積的不斷進(jìn)行，粒子的擴(kuò)散使溝渠和孔洞逐漸消失，沉積層變得越來越連續(xù)，層狀生長(zhǎng)模式開始占據(jù)主導(dǎo)；因此，遠(yuǎn)離基板一側(cè)的SEM照片略有不同(見圖1(b))，基本反映了薄板表面顆粒形態(tài)為較規(guī)整的多邊形且尺寸細(xì)小的結(jié)構(gòu)。

制備態(tài)TiAl合金板的截面形貌如圖2所示。從圖2(a)可以看出，合金板內(nèi)部自然分層，EDS成分分析表明(見圖2(b))，Ti,Al元素的含量沿沉積方向呈有規(guī)律的周期性變化，正是這種成分變化導(dǎo)致交替出現(xiàn)圖2所示的深色富Al區(qū)域與淺色富Ti區(qū)域。富Ti 區(qū)與富Al 區(qū)交替疊加，顯微組織結(jié)構(gòu)為非平直的柱狀晶，且柱狀晶不受橫向的分層現(xiàn)象影響，亞結(jié)構(gòu)表現(xiàn)為具有一定曲率的月牙形形貌。與富Al區(qū)相比，富Ti 區(qū)的月牙形亞晶厚度更薄，抗腐蝕液腐蝕的性能較差、腐蝕坑較深。分析認(rèn)為，Ti，Al元素的飽和蒸氣壓比值較大導(dǎo)致了成分波動(dòng)，造成了材料的自然分層現(xiàn)象。研究表明：對(duì)于飽和蒸氣壓比值在103以內(nèi)的化合物，經(jīng)歷沉積初期的非平衡瞬態(tài)階段后，將具有平衡的穩(wěn)態(tài)階段[19]。組成元素的飽和蒸氣壓比值越小，越易于達(dá)到穩(wěn)態(tài)階段。

圖1　制備態(tài)TiAl合金板的表面形貌　(a)靠近基板一側(cè)；(b)背離基板一側(cè)Fig.1　Surface morphologies of as-deposited TiAl alloy sheet 　(a)near substrate;(b)far away from substrate

圖2　制備態(tài)TiAl合金薄板的截面形貌(a)及線能譜(b)Fig.2　Morphology of cross-section microstructure of as-deposited TiAl alloy sheet (a) and line analysis of elements (b)

根據(jù)Zinsmeister的理論[20]，對(duì)于TiAl合金這類熱分解化合物的沉積而言，表征其分解能力(ability to fractionate)的經(jīng)驗(yàn)參數(shù)K可表示為：

(1)

式中：fAl，fTi分別為元素Al和Ti的活度系數(shù)；PAl，PTi分別為元素Al和Ti在熔池中沉積溫度下的蒸氣壓；MAl，MTi為元素Al 和Ti 的原子質(zhì)量。

由式(1)可知，當(dāng)K=1時(shí)，蒸氣流中成分與靶材和熔池的成分保持一致；當(dāng)K≠1時(shí)，具有較高蒸氣壓的Al 元素將首先被蒸發(fā)，隨著沉積量的增加，較低蒸氣壓的Ti元素也開始蒸發(fā)。由于蒸氣流中成分含量存在波動(dòng)，在沉積的TiAl合金板中就不可避免存在成分的交替變化。

根據(jù)曾崗等[21]對(duì)Ti-50%Al合金的電子束蒸發(fā)行為研究，當(dāng)錠料表面溫度為2000K時(shí)，達(dá)到穩(wěn)態(tài)階段所需要的時(shí)間為1000s。本實(shí)驗(yàn)中的沉積時(shí)間為300s，因此TiAl合金板的沉積過程始終處于瞬態(tài)階段，熔池成分、蒸氣流成分和沉積層成分都處在不斷變動(dòng)之中。蒸鍍初期，Al元素因飽和蒸氣壓高而首先蒸發(fā)，使蒸氣流成分富Al，而靶材表面熔池成分富Ti；此時(shí)，兩方面因素使大量Al的氣相粒子到達(dá)基板表面而無法附著沉積：1) 基板溫度接近Al的熔點(diǎn)；2) Al元素不能與先沉積的BN抗粘接層形成反應(yīng)產(chǎn)物。由于熔池中富Ti，所以蒸氣流中Ti的含量不斷增加，雖然后蒸發(fā)但卻能先沉積到基板表面形成初始的富Ti區(qū)；此時(shí)，富Ti的基板表面使制約Al粒子沉積的第二個(gè)因素消失，導(dǎo)致依然富Al的蒸氣流中的大量Al粒子沉積到基板表面形成富Al區(qū)。當(dāng)沉積層中Al含量達(dá)到極大值后，熔池和蒸氣流中的Ti含量增加，使沉積層漸漸由富Al向富Ti轉(zhuǎn)變。當(dāng)沉積層中Ti的含量達(dá)到較大值后，熔池和蒸氣流中的Al含量增加，富Ti的沉積層表面也提高了Al的沉積速率，兩方面因素促成沉積層漸漸由富Ti向富Al轉(zhuǎn)變。

對(duì)圖2(a)所示的樣品截面進(jìn)行選區(qū)EDS成分分析表明：富Ti區(qū)域中Ti和Al的含量分別為62%和38%，富Al區(qū)域中Ti和Al的含量分別為39%和61%，使得富Ti區(qū)處于以α2相為主的α2-γ 兩相共存區(qū)，富Al區(qū)處于γ-τ 兩相共存區(qū)，其中τ相含量低。圖3所示的XRD圖譜表明，制備態(tài)TiAl合金板的組成相為α2-Ti3Al，γ-TiAl和τ-TiAl2，與成分分析所估計(jì)的組成相一致。根據(jù)Ti-Al二元相圖及熱力學(xué)計(jì)算結(jié)論[22]，制備態(tài)TiAl合金薄板中除了已確定的上述三種組成相外，還應(yīng)存在吉布斯生成自由能較低的δ-TiAl3，但是δ-TiAl3很不穩(wěn)定，極易與Ti發(fā)生反應(yīng)生成γ-TiAl,α2-Ti3Al和τ-TiAl2。

圖3　制備態(tài)TiAl合金板的XRD圖Fig.3　XRD pattern of as-deposited TiAl alloys sheet

當(dāng)基板溫度接近Al元素的熔點(diǎn)時(shí)，Al在Ti中的擴(kuò)散速率略高于Ti在Al中的擴(kuò)散速率，但是Ti在Al中的固溶度要遠(yuǎn)小于Al在Ti中的固溶度，因而Al原子為主要擴(kuò)散組元。分析認(rèn)為：隨著沉積過程的進(jìn)行，Al通過晶界進(jìn)一步向濃度較低的Ti層內(nèi)擴(kuò)散，從而形成一定的濃度梯度；在富Ti區(qū)域?qū)?huì)形成α-Ti固溶體相，富Al區(qū)域隨著Al含量的波動(dòng)形成α2-Ti3Al和γ-TiAl。圖4所示的TEM樣品微觀結(jié)構(gòu)分析表明：制備態(tài)TiAl合金板的組成相形貌為不規(guī)則塊狀的α2-Ti3Al中間夾雜著γ-TiAl顆粒，α2/γ相界面不平直且很粗糙，塊狀α2顆粒內(nèi)微細(xì)的衍射襯度是快速冷卻過程中形成的反相疇界引起的?？梢哉J(rèn)為Al元素的周期性變化導(dǎo)致了α2/γ/α2/γ交替型的雙相結(jié)構(gòu)，通過標(biāo)定發(fā)現(xiàn)它們分別是α2相的[111]以及γ相的[112]晶帶(α2相及γ相的衍射斑點(diǎn)分別如圖4中左側(cè)的小圖所示)。

圖4　制備態(tài)TiAl合金板截面TEM圖及衍射斑點(diǎn)Fig.4　TEM micrographs and diffraction on cross-section of as-deposited TiAl alloy sheet

2.2高溫退火后的微觀組織結(jié)構(gòu)變化

圖5為經(jīng)過850℃退火后的樣品形貌，經(jīng)熱處理后的樣板兩側(cè)表面形貌已無分別，均呈現(xiàn)為粗大的全片層等軸晶。圖6為經(jīng)不同溫度退火后的樣板在30°～80°區(qū)間內(nèi)的XRD圖譜?？梢钥吹剑嘶鸷蟮亩鄬咏Y(jié)構(gòu)發(fā)生了一定的變化：衍射峰的數(shù)量和強(qiáng)度隨溫度升高而降低，表明此時(shí)已發(fā)生了明顯的界面融混和晶粒粗化，只有α-Ti和α2-Ti3Al保留，其他相消失；隨著溫度的升高，α-Ti和α2-Ti3Al中的固溶度均有所增加，晶格常數(shù)增大，表現(xiàn)為α2-Ti3Al (201)衍射峰與α-Ti (002)衍射峰向左偏移；在950℃時(shí)變得更加嚴(yán)重，α2-Ti3Al有序相的衍射峰消失，只留下α-Ti的一個(gè)衍射峰，呈現(xiàn)α-Ti(002)擇優(yōu)生長(zhǎng)，表明在950℃退火后，有序相通過溶入Ti中，使初始的α2-Ti3Al+γ-TiAl有序相變?yōu)棣?Ti固溶體，這是由于Al向Ti中擴(kuò)散，導(dǎo)致了有序相含量的降低。

圖5　850℃/24h退火后TiAl合金板的表面形貌　(a)光學(xué)顯微鏡下的形貌；(b)掃描電鏡下的形貌Fig.5　Surface morphologies of TiAl alloys sheet after treated at 850℃/24h　(a)OM；(b)SEM

圖7給出了樣品在不同溫度退火后的截面微觀形貌。經(jīng)過650℃退火的樣品截面形貌與制備態(tài)樣品截面形貌相比，界面依然齊整可見，沒有明顯的界面融混現(xiàn)象發(fā)生；但局部放大圖顯示，富Ti區(qū)域相對(duì)于富Al區(qū)域有較多孔洞形成，部分孔洞連成一體。由于富Ti區(qū)域的熱膨脹系數(shù)高于富Al區(qū)熱膨脹系數(shù)，導(dǎo)致在加熱過程中富Ti區(qū)域受到拉應(yīng)力作用，從而形成孔洞；降溫過程中，富Ti區(qū)域受到壓應(yīng)力作用，但其作用由于受到蠕變的影響而減弱，富Al區(qū)域受到拉伸應(yīng)力，但其抗變形及抗蠕變能力較強(qiáng)，因此形成的孔洞較富Ti區(qū)域少。此外，Kirkendall效應(yīng)(由于多元系統(tǒng)中各組元擴(kuò)散速率不同而引起的擴(kuò)散偶原始界面向擴(kuò)散速率快的一側(cè)移動(dòng)的現(xiàn)象)也是富Al區(qū)孔洞形成的一個(gè)原因：高溫下富Al區(qū)域中的Al向Ti層中擴(kuò)散留下的空位，形成孔洞。

圖6　經(jīng)不同退火溫度退火24h的XRD圖譜Fig.6　XRD pattern at different annealing temperatures for 24h

750℃退火的樣品截面出現(xiàn)輕微的層間界面融混現(xiàn)象，放大圖顯示富Ti區(qū)中有較多的孔洞貫穿而過，表明富Ti區(qū)域有被富Al區(qū)域夾斷的趨勢(shì)。隨著溫度升高，固溶于富Ti區(qū)域中的Al原子從濃度較高的層間界面處向濃度較低的中心處擴(kuò)散的速率加快；此外夾斷趨勢(shì)與受晶粒間夾角影響的界面能有關(guān)。850℃退火樣品的界面融混現(xiàn)象愈加嚴(yán)重，截面上分布著一些白亮的顆粒，粒徑尺寸在200～500nm之間； EDS成分分析表明這些顆粒的Al成分范圍為10%～20%。在750℃和850℃擴(kuò)散時(shí)， Al原子不斷地從富Al區(qū)域溶入富Ti區(qū)域形成一定的濃度梯度， 并以固溶的方式存在于富Ti區(qū)域，此時(shí)Al濃度相對(duì)于低溫來說是過飽和的，當(dāng)從高溫冷卻到室溫時(shí)，Al要從富Ti區(qū)域中脫溶出來。950℃退火樣品的層間已沒有了明顯界限，能夠清晰地看到晶粒邊界，且晶粒有明顯的長(zhǎng)大，說明Al，Ti已經(jīng)相互擴(kuò)散完全，最終形成α-Ti固溶體。

圖7　不同溫度退火保溫24h后的截面形貌　(a)650℃；(b)750℃；(c)850℃；(d)950℃Fig.7　Cross-sectional micrographs of the samples after annealed at different temperatures for 24h(a)650℃；(b)750℃；(c)850℃；(d)950℃

2.3層狀結(jié)構(gòu)退化的影響因素

通過對(duì)比TiAl合金板退火前后的微觀形貌，認(rèn)為層狀結(jié)構(gòu)的退化與孔洞的形成及長(zhǎng)大、晶粒長(zhǎng)大有關(guān)；其中孔洞的形成及長(zhǎng)大受到熱膨脹系數(shù)錯(cuò)配引起的層間熱應(yīng)力、溫度控制的Al擴(kuò)散速率的影響。晶粒的長(zhǎng)大與溫度有關(guān)，溫度越高，晶界易遷移，晶粒易粗化，由晶粒邊界的熱激活遷移和體系自由能降低導(dǎo)致的晶粒長(zhǎng)大在塊體材料中可以用式(2)表示[23]：

(2)

式中：d0為初始晶粒直徑；d為經(jīng)過時(shí)間t后的平均晶粒直徑；C為與溫度有關(guān)的參數(shù)；H為晶粒長(zhǎng)大激活能；k為Boltzman常數(shù)；T為熱處理的絕對(duì)溫度；m為給定材料體系的常數(shù)，當(dāng)由曲率導(dǎo)致的驅(qū)動(dòng)力作用于晶界遷移時(shí)，m=2。

由式(2)可知溫度越高，時(shí)間越長(zhǎng)，最終得到的晶粒直徑就越大，晶粒的長(zhǎng)大將導(dǎo)致界面的粗化以至消失。此外，層間界面溝槽角的大小也影響TiAl合金板的層狀結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。如圖8所示：在A-B(固-固)兩相系統(tǒng)構(gòu)成的晶體受熱時(shí)，在界面張力的驅(qū)動(dòng)下，界棱處產(chǎn)生穩(wěn)定的熱蝕溝槽角，當(dāng)通過蠕變消除固相界面處的彈性應(yīng)變時(shí)，晶界與相界夾角處的平衡關(guān)系為：

2cosθ=γgb/γint

(3)

式中：γgb為晶界能；γint為界面能；θ值越大，越不容易發(fā)生被夾斷現(xiàn)象，即該層越穩(wěn)定。如果A層兩個(gè)晶粒與B層的一個(gè)晶粒構(gòu)成的溝槽角明顯大于由B層兩個(gè)晶粒與A層一個(gè)晶粒構(gòu)成的溝槽角，則A層不會(huì)發(fā)生被穿透現(xiàn)象；而B層將會(huì)被A層晶粒沿著溝槽角的擴(kuò)展形成穿透，并最終導(dǎo)致微觀結(jié)構(gòu)的粗化。

圖8　多層材料界面融混示意圖Fig.8　Schematic of a multilayered miscible system

圖9為樣品在750℃退火24h后形成晶粒溝槽角的截面TEM形貌。圖9顯示富Ti區(qū)晶粒邊界與富Al區(qū)相界面形成的溝槽角為143°，而富Al區(qū)晶粒邊界與相界面形成的溝槽角為155°，因此，富Ti區(qū)域更容易被富Al區(qū)域穿透，而富Al區(qū)域更易于保持連續(xù)，這對(duì)于在高溫下依靠TiAl金屬間化合物有序相提供抗蠕變性能有利。

圖9　TiAl合金板樣品在750℃退火24h后形成晶粒溝槽角的形貌Fig.9　Cross-sectional micrograph of grain boundary grooving of the sample of TiAl alloy sheet annealed at 750℃ for 24h

通過以上實(shí)驗(yàn)分析，可以得出樣品在溝槽角作用下的退化機(jī)理：在富Ti區(qū)和富Al區(qū)的界面相交處，存在著界面能低的界面“吞并”界面能高的界面的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力。由于富Ti區(qū)的γgb/γint比富Al區(qū)的γgb/γint大，因此當(dāng)動(dòng)力學(xué)條件滿足時(shí)，在富Ti區(qū)的晶界處形成溝槽，溝槽不斷加深的過程，就是低界面自由能的相界取代高界面自由能的晶界的過程。當(dāng)溝槽穿透富Ti區(qū)域時(shí)，富Ti區(qū)域的晶粒形成一些孤島，層結(jié)構(gòu)崩塌。

3　結(jié)論

(1)采用EB-PVD制備的TiAl合金薄板內(nèi)部自然分層，顯微組織結(jié)構(gòu)為非平直的柱狀晶，亞結(jié)構(gòu)為月牙形形貌，真空退火處理可使柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。

(2)Ti，Al 元素的飽和蒸氣壓差異，使薄板成分沿沉積方向呈有規(guī)律的周期性梯度變化；交替出現(xiàn)的富Ti與富Al區(qū)使制備態(tài)薄板包含γ相、α2相和τ相；經(jīng)真空退火處理后，成分趨于均勻化。

(3)高溫退火使得TiAl合金板出現(xiàn)層間界面融混現(xiàn)象，結(jié)構(gòu)退化過程受到孔洞形成及長(zhǎng)大、晶粒的長(zhǎng)大以及富Ti區(qū)被富Al區(qū)穿透的影響，并最終導(dǎo)致微觀結(jié)構(gòu)的粗化。

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Micro-morphology and Microstructure Stability of TiAl AlloyDeposited by Electronic Beam

MA Li1，2，HE Lu-ju3，SHAO Xian-yi4，WANG Gu-ping4，ZHANG Meng-xian4

(1 College of Mechanical and Electrical Engineering,Guangdong University of Petrochemical Technology,Maoming 525000,Guangdong,China;2 Center for Composite Materials and Structures，Harbin Institute of Technology,Harbin 150001,China; 3 Education and Information Technology Center,Guangdong University of Petrochemical Technology,Maoming 525000,Guangdong,China;4 College of Physical and Electronic Engineering，Taizhou University,Taizhou 318000,Zhejiang,China)

A free-standing TiAl based alloy thin sheet with thickness of 0.3mm was prepared by single source evaporation technology with high-power electron beam-physical vapour deposition (EB-PVD) system, and then the as-deposited samples were annealed in vacuum at 650-950℃. The effect of annealing on the microstructure and phase constitution of TiAl based alloy was studied with X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscope (SEM) and transmission electron microscope (TEM). The results show that alternation of Ti-rich area and Al-rich area is presented along the cross section of the sheet due to deviation of saturated vapour pressure between Ti and Al element, and the as-deposited sample is composed of α2-Ti3Al,γ-TiAl and τ-TiAl2phases. After annealed at 650-950℃ for 24h, obvious interfacial reduction and grain coarsening appear with the diffusion of Al into Ti, leading to ordered phases reduce. The breakdown of layered structure is induced by pore formation, grain growth and grain boundary grooving.

EB-PVD；TiAl based alloy；saturated vapor pressure；micro-morphology；structural stability

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51361019)

2015-01-09；

2015-11-14

李祖來(1977-)，男，教授，博士，研究方向：耐磨材料及復(fù)合材料，聯(lián)系地址：云南省昆明市五華區(qū)學(xué)府路昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院(650093)，E-mail:lizulai@126.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.014

TG146

A

1001-4381(2016)01-0089-07