Ti-48Al-2Cr-2Nb合金中γ片層析出初始階段生長(zhǎng)規(guī)律研究

李曉磊， 崔陸軍， 郭士銳， 鄭 博， 杜 虹

(中原工學(xué)院 機(jī)電學(xué)院, 河南 鄭州 450007)

TiAl基合金因具有低密度、高比強(qiáng)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(diǎn)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(shí)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(shí)，片層組織(γ+α2)的片層團(tuán)尺寸、各相的比例、片層間距等顯微組織參數(shù)對(duì)合金性能有很大影響[9-10]。因此，無(wú)論對(duì)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(jī)制和生長(zhǎng)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(shí)，發(fā)現(xiàn)共析轉(zhuǎn)變?chǔ)痢?α2在通常的實(shí)驗(yàn)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(jī)制時(shí)，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(cuò)發(fā)生的，不全位錯(cuò)能夠產(chǎn)生堆垛層錯(cuò)，通過堆垛層錯(cuò)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(shí)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(zhǎng)存在3個(gè)階段，即通過肖克利不全位錯(cuò)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(tái)階-凸起-扭折”機(jī)制，以解釋?duì)闷瑢釉谠映叨鹊纳L(zhǎng)過程[16]。近年來(lái)，DEY等提出了激發(fā)形核理論(Sympathetic Nucleation, SN)，認(rèn)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(zhǎng)規(guī)律，而研究γ片層的生長(zhǎng)規(guī)律直接涉及到如何控制片層團(tuán)取向、片層團(tuán)尺寸、相比例等片層組織的基本特征，進(jìn)而對(duì)γ-TiAl合金固態(tài)相變機(jī)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(zhǎng)狀態(tài)的γ片層顯微組織，并對(duì)γ片層形貌進(jìn)行研究，分析其生長(zhǎng)規(guī)律，有利于更深入理解γ-TiAl合金片層組織的生長(zhǎng)機(jī)制，并為合金的組織調(diào)控提供理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)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(jìn)行熱處理以及淬火操作，整個(gè)過程置于500 ml/min的流通高純氬氣氣氛保護(hù)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(dá)不同溫度后對(duì)高溫試樣進(jìn)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(duì)處于原試樣中心位置的表面進(jìn)行機(jī)械磨制，并進(jìn)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(jìn)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(zhǎng)為0.1 μm。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 保溫溫度和時(shí)間對(duì)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(duì)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(duì)保溫溫度和保溫時(shí)間兩個(gè)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(duì)高溫淬火實(shí)驗(yàn)中獲得的淬火組織晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)而獲得的，結(jié)果如圖1所示。通過對(duì)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(xiàn)報(bào)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(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，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(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，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(shí)，高溫?zé)o序α相晶粒尺寸增大非常明顯，這表明此時(shí)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(zhǎng)大得非常快；同時(shí)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(dá)到1 600 μm，而在1 430 ℃保溫時(shí)，只需要5 min其晶粒便可達(dá)到該尺寸。在本文的研究中，為了使合金的相變過程中成分?jǐn)U散更加均勻，高溫淬火實(shí)驗(yàn)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(jìn)行淬火的工藝。

圖1 保溫溫度和保溫時(shí)間對(duì)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(shí)的淬火組織光鏡照片。結(jié)合文獻(xiàn)[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(tuán)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(jìn)一步確定γ片層的析出溫度，在1 260～1 270 ℃溫度范圍內(nèi)進(jìn)行淬火實(shí)驗(yàn)，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(shí)在進(jìn)行更多重復(fù)實(shí)驗(yàn)時(shí)，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(tuán)組織。與文獻(xiàn)[12]報(bào)道的α→γ相變溫度1 365 ℃相比而言，本實(shí)驗(yàn)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(duì)于Ti-48Al-2Cr-2Nb合金而言，γ片層析出時(shí)需要很大的過冷度。在γ片層開始生長(zhǎng)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(zhǎng)。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(zhǎng)大，該合金無(wú)法通過淬火避開α→γm相變過程的發(fā)生。同時(shí)可以看出，γ片層在長(zhǎng)度方向的生長(zhǎng)速度極快，一旦開始析出，可以在長(zhǎng)度方向上很快地充滿整個(gè)α晶粒，并初步形成片層團(tuán)輪廓。而γ片層在寬度方向的生長(zhǎng)速度相對(duì)而言就十分緩慢，這說明γ片層在長(zhǎng)度和寬度方向存在兩種生長(zhǎng)方式。將圖3中片層團(tuán)尺寸與圖1中高溫α晶粒尺寸相對(duì)比，可以發(fā)現(xiàn)二者相近，這表明在本實(shí)驗(yàn)冷速條件下，γ片層是在α晶界處形核并開始生長(zhǎng)，并且α晶粒的尺寸直接影響片層團(tuán)的尺寸。

2.3 γ片層生長(zhǎng)過程中的成分變化特點(diǎn)

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(zhǎng)尖端位置的元素成分分布圖，可以看出，在γ片層生長(zhǎng)尖端位置處的片層寬度極小(小于1 μm)，沿生長(zhǎng)方向觀察，在生長(zhǎng)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(shì)，Ti元素在過飽和αss2相中有更高的含量，Nb元素的分布趨勢(shì)沒有明顯的變化，分布比較平均。

圖4(b)是靠近片層團(tuán)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(duì)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(zhǎng)出現(xiàn)明顯的分布變化。

γ片層生長(zhǎng)尖端的元素均勻分布結(jié)果表明，在γ片層生長(zhǎng)過程中，沿其長(zhǎng)度方向上的生長(zhǎng)速度非?？欤谏L(zhǎng)尖端的固相中合金元素來(lái)不及充分?jǐn)U散，但結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變已經(jīng)完成。在遠(yuǎn)離γ片層生長(zhǎng)尖端的片層團(tuán)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(zhǎng)伴隨著元素?cái)U(kuò)散，屬于擴(kuò)散型相變。

(a) γ片層生長(zhǎng)尖端位置 (b) 靠近片層團(tuán)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(zhǎng)過程中的結(jié)構(gòu)變化特點(diǎn)

圖5是γ片層生長(zhǎng)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(zhǎng)尖端的形貌。圖5(b)是生長(zhǎng)尖端區(qū)域的相分布圖，可以看出，在生長(zhǎng)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(zhǎng)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(gè)片層團(tuán)內(nèi)，基體中α2相取向完全相同，在同一個(gè)片層團(tuán)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(gè)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(huì)以非?？斓乃俣认蚓?nèi)生長(zhǎng)，但是由于競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)選擇因素的存在，當(dāng)取向相近時(shí)，γ片層會(huì)以很小的片層間距生長(zhǎng)，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(zhǎng)大時(shí)，γ片層所具有的取向與片層間距就無(wú)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(zhǎng)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(jìn)一步從晶體學(xué)上理解片層的生長(zhǎng)過程以及片層團(tuán)邊界的形成，本文對(duì)淬火組織中以片層團(tuán)邊界為中心的顯微組織進(jìn)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?？梢钥闯觯谄瑢訄F(tuán)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(tuán)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(shí)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(gè)α2片層之間存在連續(xù)幾個(gè)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(tuán)邊界處γ片層具有多種取向，但是當(dāng)對(duì)相鄰兩γ片層的極圖進(jìn)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(zhǎng)，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(xì)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(yǔ)

(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(zhǎng)，在其長(zhǎng)度方向上的生長(zhǎng)速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于其寬度方向上的生長(zhǎng)速度，α晶粒尺寸直接影響片層團(tuán)尺寸。

(2) 在γ片層生長(zhǎng)尖端，合金元素成分分布比較均勻，無(wú)明顯變化；在靠近片層團(tuán)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(zhǎng)的相變屬于擴(kuò)散型相變。

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