TiAl合金片層形成及其穩(wěn)定性研究現(xiàn)狀

于永浩，寇宏超，王亞榕，李雨晴，李金山

TiAl合金片層形成及其穩(wěn)定性研究現(xiàn)狀

于永浩，寇宏超，王亞榕，李雨晴，李金山

（西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072）

TiAl合金具有低密度和優(yōu)異的高溫性能，是650～850 ℃溫度區(qū)間內(nèi)替代鎳基高溫合金的重要候選材料。具有片層組織的TiAl合金高溫綜合性能優(yōu)異，但片層組織形成機(jī)理、高溫服役條件下片層穩(wěn)定性仍是關(guān)注的重點(diǎn)。綜述了近年來片層形成和組織穩(wěn)定性的研究成果，主要分析片層形成機(jī)制和γ變體選擇機(jī)制，以及片層特征對組織穩(wěn)定性的影響，并對未來的研究方向進(jìn)行了展望。

TiAl合金；片層形成；變體選擇；穩(wěn)定性；片層特征

γ-TiAl合金具有低密度和優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、高溫蠕變、抗氧化性能等特點(diǎn)，已成為航空航天和汽車等熱端部件極具潛力的候選材料[1-3]。2007年，美國Boeing公司宣布在GEnx發(fā)動機(jī)中采用鑄造Ti?48Al?2Cr?2Nb合金（4822合金）制造第6、7級低壓渦輪葉片，有效地提升了航空發(fā)動機(jī)的推重比和燃油效率，同時可以減少有害氣體排放和噪音污染，極大地促進(jìn)了TiAl合金的研制和開發(fā)[4-8]。TiAl合金制造的汽車增壓器葉輪和排氣閥也被成功應(yīng)用，顯著提升了動力裝置的性能[1,9-10]。

TiAl合金優(yōu)異的高溫性能與其微觀組織密切相關(guān)。在全片層、近片層、雙態(tài)和近γ等4種典型的微觀組織中，全片層組織具有更為優(yōu)異的高溫強(qiáng)度和高溫蠕變性能[11]。然而，高溫服役條件下（650～850 ℃）組織的不穩(wěn)定限制了TiAl合金的廣泛應(yīng)用[12-14]。在高溫長期熱暴露（熱）和持久蠕變（熱力耦合）過程中，TiAl合金的顯微組織發(fā)生了明顯的變化，進(jìn)而導(dǎo)致性能顯著降低，例如：高溫服役后，合金的室溫延伸率降低了原始延伸率的一半以上（剩余的室溫延伸率幾乎為0）[12-14]。片層組織穩(wěn)定性對片層特征十分敏感，包括片層界面、相含量、片層寬度和片層成分等[3,12-20]。近年來，國內(nèi)外學(xué)者已經(jīng)對片層分解現(xiàn)象及片層特征對組織穩(wěn)定性的影響進(jìn)行了大量的研究，探索了片層特征對組織穩(wěn)定性的影響，并總結(jié)了一些相對穩(wěn)定片層組織所具備的特征[3,16-17]。事實(shí)上，片層特征在片層組織形成后基本上已經(jīng)確定，后續(xù)的一些穩(wěn)定化處理工藝僅能對片層特征進(jìn)行微調(diào)，也就是說，片層特征需要從片層形成初期進(jìn)行調(diào)控。在穩(wěn)定化過程中，片層形成機(jī)制是調(diào)控片層特征的理論依據(jù)，而相對穩(wěn)定的片層組織特征則是調(diào)控片層特征的方向。由此可見，深入認(rèn)識片層形成機(jī)制及片層形成特征對組織穩(wěn)定性的影響對調(diào)控片層特征、提高片層穩(wěn)定性是非常重要的。因此，文中系統(tǒng)地總結(jié)了片層形成機(jī)制、片層團(tuán)內(nèi)γ變體選擇及片層特征對組織穩(wěn)定性的影響，以期為設(shè)計片層組織穩(wěn)定化工藝，進(jìn)而控制片層特征以提升片層組織的穩(wěn)定性提供依據(jù)。

1 片層組織特征及其與性能的關(guān)系

1.1 片層組織特征

圖1 γ片層內(nèi)部特征[26]

1.2 片層組織與服役性能的關(guān)系

高溫下TiAl合金片層組織的分解不可避免，會對合金服役性能產(chǎn)生嚴(yán)重的影響。Huang等[12-14]發(fā)現(xiàn)，隨著熱暴露時間的延長，室溫和700 ℃下的延伸率會逐漸降低。延伸率的降低有2種解釋：一是α2相分解釋放的氧原子可能會在γ片層內(nèi)部或α2/γ界面上析出一些氧化物沉淀，從而導(dǎo)致延伸率下降；二是α2相分解形成大量的β0相和ω相等硬脆相，會加劇合金的脆化[13-14]。片層團(tuán)界面附近片層等軸化和片層團(tuán)內(nèi)部α2片層分解會引起蠕變速率的加快[17,27-28]，但α2片層的分解對蠕變性能并不一定總是有害的。蠕變前片層團(tuán)內(nèi)彌散分布的β0相則可以提高蠕變性能[29-30]。另外，有研究報道表明，大多數(shù)TiAl合金在熱暴露后的疲勞極限會增加，其原因有待進(jìn)一步研究[13-14]。

2 TiAl合金片層形成

2.1 片層形成過程

TiAl合金片層形成路徑對Al含量極其敏感。對于β凝固TiAl合金（Al<45%），α相首先通過有序化轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，然后再析出γ片層，其相變路徑可總結(jié)為α→α2→α2+γ；而對于包晶凝固TiAl合金（Al>45%），α相首先析出γ片層，其相變路徑可總結(jié)為α→α+γ→α2+γ[11,22,31]。上述兩種路徑的差異在于γ片層析出前α相是否有序化為α2相，即γ片層從不同的母相（α/α2）中析出。

γ片層是在（α/α2+γ）相區(qū)冷卻過程中析出的，γ片層析出前后存在一些典型的特征。Li等[32]利用中子衍射法研究了Ti?47.5Al合金的片層形成發(fā)現(xiàn)，在α單相區(qū)保溫過程中存在α2相的衍射環(huán)，說明在α晶粒內(nèi)存在一些有序的α2微區(qū)，如圖2a所示；隨著溫度降低，當(dāng)進(jìn)入（α+γ）相區(qū)，γ片層并不會立即析出，而合金冷卻到1 553 K（1 280 ℃）時才發(fā)現(xiàn)γ相的析出，如圖2b所示，這說明在γ片層形成前存在大于50 ℃的過冷區(qū)間。在Ti?42Al、Ti?45Al、Ti?48Al和Ti?47Al?2Cr?2Nb合金中均發(fā)現(xiàn)片層形成前存在過冷區(qū)間[24-25,33-34]，說明過冷區(qū)間是TiAl合金片層形成過程中的普遍特征。通過激光共聚焦顯微鏡原位觀察片層形成時發(fā)現(xiàn)，一旦γ片層開始形成，片層形成的速度非常快[32,35]。另外，原位透射加熱實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，Ti?45Al? 7.5Nb合金片層形成過程伴隨著位錯的運(yùn)動[36]。

圖2 中子衍射法原位觀察Ti?47.5Al合金片層形成[32]

2.2 γ片層形成機(jī)制

近30年來，國內(nèi)外學(xué)者圍繞TiAl合金片層形成展開了大量的研究工作。然而，片層形成機(jī)制一直存在爭議，主要觀點(diǎn)有“缺陷控制臺階遷移”和“位移-擴(kuò)散”2種機(jī)制[37-38]。

片層形成的核心是α→γ相變。從晶體學(xué)角度來講，α→γ相變主要涉及2種變化：結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變（hcp→ L10+D019）和成分轉(zhuǎn)變（Al、Ti及合金元素的再分配），如圖3所示。結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變和成分轉(zhuǎn)變的先后順序決定了相變路徑和相變機(jī)制，這就可能產(chǎn)生3種情況：成分和結(jié)構(gòu)同時轉(zhuǎn)變；先結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變后成分轉(zhuǎn)變；先成分轉(zhuǎn)變后結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變。文獻(xiàn)結(jié)果表明，前2種情況是可能的，目前的片層形成機(jī)制是基于前2種情況提出的。

圖3 α→γ相變的晶體學(xué)分析

國內(nèi)外大多數(shù)學(xué)者認(rèn)為，片層形成過程中成分和結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變是同時完成的，稱其為“擴(kuò)散控制臺階遷移”機(jī)制。這種機(jī)制最早是Denquin等[39]于1996年提出的，認(rèn)為片層形成可以分為預(yù)形核、形核、生長和有序化4個階段。研究表明，TiAl合金α相中分布著大量的層錯，這些層錯一般被認(rèn)為是γ片層的前驅(qū)體，降低了γ片層形成的阻力，進(jìn)而通過肖克萊不全位錯運(yùn)動來實(shí)現(xiàn)片層的縱向生長，并通過“平臺-臺階-扭折”（terrace-ledge-kink）的方式來實(shí)現(xiàn)片層沿厚度方向的生長，形成fcc固溶體片層，再通過有序化轉(zhuǎn)變?yōu)長10結(jié)構(gòu)的γ片層[39]。但Zhang等[22]發(fā)現(xiàn)，Ti?44Al?4Nb?4Zr合金淬火過程中析出的片層為γ相，認(rèn)為片層形成過程中不存在fcc固溶體片層向γ片層有序化的過程。Pond等[38]、Shang等[40]和Aindow等[41]通過研究γ和α2片層界面上出現(xiàn)的臺階高度、Burgers矢量及這些特征的分布等進(jìn)一步完善了“平臺-臺階-扭折”這個過程，并最終提出γ片層形成“擴(kuò)散控制臺階遷移”的過程，具體可描述為：肖克萊不全位錯運(yùn)動產(chǎn)生臺階，原子運(yùn)動推動臺階遷移。

一些學(xué)者認(rèn)為，片層形成是先結(jié)構(gòu)后成分的轉(zhuǎn)變，稱其為“位移-擴(kuò)散”機(jī)制，可以簡單描述為：通過肖克萊不全位錯運(yùn)動實(shí)現(xiàn)hcp→fcc結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，隨后通過原子擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)成分轉(zhuǎn)變[37]。這種機(jī)制提出的依據(jù)可追溯至Co基或Co?Ni基合金中fcc→hcp馬氏體轉(zhuǎn)變[42]。TiAl合金片層形成過程中，hcp→fcc結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變作為fcc→hcp的逆相變，也能通過肖克萊不全位錯連續(xù)滑移來實(shí)現(xiàn)。另外，Sun等[37]發(fā)現(xiàn)，片層形成過程伴隨著表面浮凸，因此認(rèn)為片層形成過程是先完成結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，隨后通過擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)成分轉(zhuǎn)變。Kumagai等[43]發(fā)現(xiàn)，Ti-48Al合金在1 000 ℃下回火30 s便會析出大量的γ孿晶片層，表明片層的形成過程非?？?，這也與馬氏體相變速度快的特點(diǎn)相契合。

2.3 片層內(nèi)的γ變體選擇

片層組織中存在大量的界面，包括平行于片層方向和與片層方向呈一定角度的界面，這些界面包括α2/γ界面和γ/γ界面，其中，α2/γ界面一般平行于片層方向；而γ/γ界面可能平行于片層方向，也可能與片層方向呈一定角度，與片層方向呈一定角度的界面一般分布在γ片層內(nèi)部[21,25,44]。大量γ/γ界面的出現(xiàn)主要是由于γ片層內(nèi)部分布著大量的有序疇，這些有序疇呈現(xiàn)出6個不同的取向，故每一個有序疇可以看成一個γ變體，相鄰的變體相遇時會形成相應(yīng)的界面[21]。

由于γ相為L10結(jié)構(gòu)（/=1.02），導(dǎo)致片層團(tuán)內(nèi)的有序疇分別屬于6種γ變體[21,39,44-46]。L10結(jié)構(gòu)存在ABCABC和ACBACB兩種堆垛次序，6種變體可以分為2個變體組，如圖4a所示，V1/V3/V5屬于ABCABC變體組，而V2/V4/V6屬于ACBACB變體組[32]。這就會導(dǎo)致相鄰的變體之間形成完美契合界面(Perfect-fitting boundary，簡稱PFB)、真孿晶界面(Ture-twin boundary，簡稱TTB)、偽孿晶界面(Pseudo-twin boundary，簡稱PTB)、120°旋轉(zhuǎn)有序疇界(120° rotated ordered domain boundary，簡稱ODB)等4種界面[21,44]，如圖4b所示。其中，同一取向的兩個變體形成的界面為PFB，而同一變體組內(nèi)不同取向的兩個變體形成ODB，不同變體組中的兩個變體之間會形成TTB和PTB兩種界面。某個變體沿[111]晶帶軸旋轉(zhuǎn)60°所形成的變體與原變體之間形成的界面為PTB，而變體旋轉(zhuǎn)180°后得到的變體與原變體之間的界面為TTB[21,44]。

近年來，片層團(tuán)內(nèi)界面的相關(guān)研究已成為一個熱點(diǎn)。目前，許多學(xué)者通過分子動力學(xué)和原位拉伸實(shí)驗(yàn)研究了片層團(tuán)界面對性能的影響[47-54]，發(fā)現(xiàn)ODB的塑性和斷裂韌性是最好的，而TTB的強(qiáng)度最高，但斷裂韌性較差[49-50]。片層界面在載荷作用下的變形行為也是不同的，TTB界面會發(fā)生遷移和湮沒，而PTB和ODB并不能直接遷移，但它們首先會轉(zhuǎn)變?yōu)門TB，新形成的TTB界面也能遷移和湮沒[48]。

單個γ片層內(nèi)的變體屬于同一變體組，即這些變體的堆垛次序是相同的。因此，單個γ片層內(nèi)部僅可能存在PFB和ODB兩種界面，但PFB十分罕見[21,55-56]。不同γ片層相鄰時，兩個γ片層中的變體可以屬于同一變體組，也可以屬于不同變體組[25]。當(dāng)2個相鄰γ片層具有相同的堆垛次序時，會增加體系的應(yīng)變能，故相鄰的γ變體大概率會屬于不同的變體組，這也導(dǎo)致相鄰γ變體所形成的界面以TTB和PTB居多[45-46]。相鄰變體的類型會影響界面分布，而界面的能量十分容易計算得到，且可作為研究變體選擇的重要依據(jù)，因此，許多國內(nèi)外學(xué)者均通過統(tǒng)計不同界面出現(xiàn)的概率來研究變體選擇機(jī)制[21,44,57-58]。

Denquin等[39]在基于無序fcc固溶體片層存在的前提下，提出了γ片層內(nèi)的變體是隨機(jī)形核的假設(shè)。一般來講，隨機(jī)形核時4種界面的比例為：PFB:ODB: TTB:PTB=1∶2∶1∶2[21]，Ti-48Al-2Cr-2Nb合金砂冷后片層組織中的界面分布統(tǒng)計結(jié)果符合這一比例[44]。Dey等[44]總結(jié)了文獻(xiàn)中統(tǒng)計的γ/γ界面分布結(jié)果，認(rèn)為TTB出現(xiàn)的頻率是最高的，這也說明片層形成過程中發(fā)生了γ變體選擇。

一些學(xué)者提出了最小化界面能理論來解釋出現(xiàn)高比例TTB的原因。根據(jù)計算得到，不同界面的能量比值范圍為：TTB∶ODB∶PTB=1∶2∶3～1∶6∶7[55,57,59]，認(rèn)為TTB的能量是最低的，高比例TTB的出現(xiàn)可以降低片層組織的能量?；谧钚』缑婺芾碚?，Zghal等[57]提出了疇界遷移機(jī)制來解釋高比例TTB界面出現(xiàn)的原因，如圖5所示。在片層形成初期，α2/γ片層相間分布，此時γ片層內(nèi)部分布著大量的有序疇（圖5a）；隨著γ片層的生長，片層團(tuán)內(nèi)出現(xiàn)了大量相鄰的γ片層，當(dāng)相鄰γ片層中的變體類型相同時，這些變體會進(jìn)行合并以消除兩個變體之間的界面（圖5b）。另外，γ片層內(nèi)部的ODB也會發(fā)生遷移，消除高能的PTB，以增加TTB的比例，如圖5c所示。

圖5 疇界遷移機(jī)制示意圖[57]

Zghal等[24-25]則從片層形成的角度對高比例TTB現(xiàn)象進(jìn)行了解釋，并提出了最小應(yīng)變能理論，認(rèn)為兩種情況下形成的片層可以增加TTB：一是在已經(jīng)形成的γ片層界面處形成一個呈孿晶關(guān)系的γ片層；二是兩個呈孿晶關(guān)系的γ片層在α/α2基體中獨(dú)立形核和生長。由于呈現(xiàn)孿晶關(guān)系的γ片層堆垛次序是不同的，不同的堆垛次序可以降低應(yīng)變能。

雖然上述兩種機(jī)制均能解釋高比例TTB出現(xiàn)的原因，但單個γ片層中存在大量有序疇的原因并不明確，這些有序疇是否也受變體選擇的影響還需要深入研究。另外，最小化界面能和最小化應(yīng)變能兩種理論還缺乏大量的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)支撐。

3 片層組織穩(wěn)定性及其影響因素

3.1 組織穩(wěn)定性

作為高溫結(jié)構(gòu)材料，TiAl合金在服役時會長期暴露在復(fù)雜的高溫和應(yīng)力環(huán)境下。為保證TiAl合金構(gòu)件的安全性和可靠性，要求其顯微組織和性能在服役狀態(tài)下表現(xiàn)得非常穩(wěn)定。凝固和熱加工后TiAl合金的顯微組織處于非平衡態(tài)，在合金的服役溫度區(qū)間（650～850 ℃）內(nèi)會逐漸向平衡態(tài)的相組成和元素分布演變，主要發(fā)生一些擴(kuò)散型的相變并產(chǎn)生相應(yīng)的析出相。研究表明，在高溫服役環(huán)境下，TiAl合金的片層會發(fā)生分解，并造成力學(xué)性能和蠕變性能的降低[12-15,27,60]。

在片層團(tuán)內(nèi)部，由于α2片層的元素組成偏離平衡成分，在熱（熱暴露）和熱力耦合（蠕變）條件下會發(fā)生平行分解和垂直分解[12]。平行分解一般指γ片層從α2片層中析出及γ片層粗化的過程，而垂直分解一般指片層破碎的過程，包括β0、ω、O相等析出相從α2片層中析出及細(xì)片層等軸化[12-15,61]。細(xì)片層等軸化的現(xiàn)象不僅出現(xiàn)在片層團(tuán)內(nèi)，還出現(xiàn)在片層團(tuán)界面附近區(qū)域[13-15]。蠕變條件下的片層分解類型和熱暴露后的分解類型相似，不同之處在于蠕變過程中應(yīng)力會加速片層的分解。事實(shí)上，當(dāng)TiAl合金成分和服役條件確定的情況下，片層組織的穩(wěn)定性對片層特征極其敏感，包括片層成分、相含量、片層寬度和片層界面等[3,15-17]。

3.2 影響穩(wěn)定性的因素

影響TiAl合金顯微組織和性能穩(wěn)定的因素包括合金成分、片層特征等內(nèi)部因素，以及服役溫度、時間和應(yīng)力等外界條件[60]。服役條件的變化也會對片層組織穩(wěn)定性產(chǎn)生重要的影響，升高服役溫度、延長服役時間及增大施加的應(yīng)力都會加速片層的分解。在服役條件確定的情況下，組織和性能的穩(wěn)定性對片層特征十分敏感，片層特征對穩(wěn)定性的影響也受到了國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。

3.2.1 片層成分

片層成分是影響片層穩(wěn)定性的根本原因。Huang等[12-14]對比了Ti-44Al-8Nb-1B、Ti-44Al-4Nb-4Zr- 0.2Si-1B和Ti-44Al-4Nb-4Hf-0.2Si-1B合金經(jīng)長時熱暴露（700 ℃、10 000 h）后顯微組織和力學(xué)性能的變化，發(fā)現(xiàn)用Hf和Zr來替代Nb元素可以有效地改善片層穩(wěn)定性，減小合金在熱暴露后室溫延伸率的下降幅度。Ti-44Al-8Nb-1B合金片層分解的主要原因是α2/γ/β0相中元素組成非常接近，降低了α2→γ/β0轉(zhuǎn)變的能壘，減小了相變的阻力[12]。而Zr和Hf元素在α2/γ/β0相中的元素分配系數(shù)遠(yuǎn)離1，導(dǎo)致α2→γ/β0轉(zhuǎn)變需要更多的原子擴(kuò)散，且Zr和Hf元素的擴(kuò)散系數(shù)小，使得γ/β0的析出需要更長時間，在相同的時間內(nèi)α2片層分解更少，由此提高了片層的穩(wěn)定性[13-14]。Imayev等[20]則指出，Zr和Hf具有更高的固溶硬化效應(yīng)，可以降低位錯的遷移率，減緩擴(kuò)散控制的位錯攀移和晶界弛豫的發(fā)生，提高蠕變抗力。Herrouin等[28]研究了Ti?47Al?1Cr?1Mn?2Ta?0.2Si合金在蠕變條件下的組織演化，發(fā)現(xiàn)具有低擴(kuò)散速率的Ta元素的加入可以減緩蠕變過程中位錯的攀移來強(qiáng)化合金，認(rèn)為復(fù)雜的合金成分可以提高合金的蠕變抗力。

除合金化外，熱處理也是調(diào)控片層成分的常見方法。熱處理主要是通過改變相含量來調(diào)控α2片層的元素分布。Wang等[62]研究了Ti?43.98Al?4.01Nb? 1.04Mo?0.17B合金在不同熱處理機(jī)制下的組織演化，發(fā)現(xiàn)在750～850 ℃保溫5 h時，該合金α2片層中析出大量的細(xì)小γ片層，而在950～1 050 ℃保溫2 h時，α2片層中則析出大量的β0相。顯然，隨著片層團(tuán)內(nèi)相含量的變化，α2片層的成分也隨之變化。事實(shí)上，在熱暴露過程中，β0、γ、ω相等析出相從α2片層析出的過程也是調(diào)控α2片層成分的過程，這使得α2片層中成分向平衡態(tài)轉(zhuǎn)變，有利于提高α2片層的穩(wěn)定性。

3.2.2 片層厚度

蠕變測試能夠更直觀地反應(yīng)出片層特征對穩(wěn)定性的影響，片層厚度對蠕變性能的影響與施加的應(yīng)力條件密切相關(guān)。Maruyama等[16]發(fā)現(xiàn)，在大應(yīng)力條件下，細(xì)片層具有更低的蠕變速率；而在小應(yīng)力（<100 MPa）條件下，片層越薄，蠕變速率不一定越低，此時蠕變速率還與界面滑移和γ片層的動態(tài)再結(jié)晶有關(guān)。Wang等[15]研究了大應(yīng)力（300 MPa）條件下片層厚度對蠕變性能的影響，發(fā)現(xiàn)細(xì)片層具有更為優(yōu)異的蠕變性能，其主要通過增加片層團(tuán)內(nèi)位錯滑移的阻力和減少球狀結(jié)構(gòu)在晶界的析出來提高蠕變抗力。

片層厚度對γ片層析出過程中的冷速及TiAl合金的成分極其敏感。冷速慢時，片層較薄，而隨著冷速的增大，片層厚度會逐漸增加[15,63]。Zhang等[64]研究了Al含量對γ片層厚度的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)Al含量低于41.5%時，γ片層厚度隨Al含量的增加而減小，而當(dāng)Al含量大于41.5時，γ片層的厚度隨著Al含量的增加而增大。

3.2.3 相含量

在片層團(tuán)中，由于處于過飽和的狀態(tài)，α2相分解轉(zhuǎn)變是影響片層穩(wěn)定性最重要的因素，且分解一定會發(fā)生[65]。為減輕片層分解，提高片層團(tuán)內(nèi)γ片層的含量至關(guān)重要。研究表明，傳統(tǒng)的包晶凝固TiAl合金（如4822合金）中γ相含量一般在85%～95%之間，而新型β凝固TiAl合金（如TNM合金）中γ片層含量<75%[3]。Kim等[3]認(rèn)為，85%的γ相含量有助于保持合金的韌性，并可以增強(qiáng)合金的蠕變抗力。因此，設(shè)法增加β凝固TiAl合金中的γ相含量對于提高片層穩(wěn)定性是十分必要的。

為提高TiAl合金的使用溫度，Nb和Mo等合金元素的添加會顯著影響TiAl合金的相組成，進(jìn)一步影響其顯微組織和性能的穩(wěn)定性。在片層團(tuán)界殘留的β0相會惡化TiAl合金的性能，在服役溫度下會析出ω相，這種硬脆相滑移系少且有本征脆性，會加劇合金的脆化[66-68]。因此，TiAl合金的組織中應(yīng)盡量避免片層團(tuán)界的β0相出現(xiàn)。對于新型β凝固TiAl合金，雖然通過熱加工+熱處理可以將其中的β0相控制在很低的含量，但完全消除β0相是十分困難的。一些新興材料制備技術(shù)的發(fā)展使得消除片層團(tuán)界的β0相成為可能。Wang等[62]指出，通過粉末熱等靜壓制備Ti-43.98Al-4.01Nb-1.04Mo-0.17B合金，可以獲得全片層組織，成功消除片層團(tuán)界的β0相。

3.2.4 片層界面

片層組織中包含大量的界面，它們的存在必然會對TiAl合金的穩(wěn)定性產(chǎn)生重要影響。研究表明，γ/γ界面的遷移和γ變體的合并是影響片層不穩(wěn)定性的表現(xiàn)之一[17]。在片層團(tuán)的界面中，α2/γ界面具有最高的穩(wěn)定性，而TTB在γ/γ界面中具有最好的穩(wěn)定性[17]，因此，片層團(tuán)中含有高密度的TTB和α2/γ界面是阻止片層粗化、提高穩(wěn)定性的重要前提。

4 結(jié)語

TiAl合金組織穩(wěn)定性受片層特征和服役條件的影響，一直是學(xué)術(shù)界和工業(yè)界的關(guān)注重點(diǎn)。Nb、Mo和Ta等合金化元素的添加雖然可以有效地提升TiAl合金的使用溫度，但也會給組織穩(wěn)定性帶來很大的影響，尤其是多種合金化元素的添加導(dǎo)致片層團(tuán)界殘留β0相，很難通過熱處理消除，且在服役過程中析出ω硬脆相，從而惡化TiAl合金的性能。因此，合金元素的種類及添加量是亟需解決的問題，與之相關(guān)的基礎(chǔ)學(xué)科問題有待進(jìn)一步深入研究。

在TiAl合金成分和服役條件確定的情況下，片層組織的穩(wěn)定性對片層特征十分敏感，因此，將片層特征控制在相對穩(wěn)定的范圍內(nèi)是十分重要的。細(xì)片層、>85%的γ片層含量、更多的α2/γ界面和γ/γ孿晶界面等特征的片層組織具有更為優(yōu)異的穩(wěn)定性，這為片層組織調(diào)控提供了方向。但片層特征的調(diào)控需要從片層形成初期著手，然而片層形成機(jī)制仍不明確，現(xiàn)有的理論缺乏細(xì)致的研究和大量實(shí)驗(yàn)證據(jù)支撐，尤其是片層形成過程中成分轉(zhuǎn)變的機(jī)制需要進(jìn)行系統(tǒng)的研究。同時，與片層界面相關(guān)的變體選擇機(jī)制也需要進(jìn)一步研究。一些先進(jìn)的表征手段，如球差高分辨透射顯微鏡和原子探針等有助于解釋片層形成機(jī)制。

TiAl合金目前已經(jīng)步入特定構(gòu)件性能需求-特定成分合金-特定加工工藝的研發(fā)階段。只有在充分掌握片層形成機(jī)制的基礎(chǔ)上，才能對片層特征調(diào)控等工作有更加深入的認(rèn)識，為片層組織穩(wěn)定化工藝設(shè)計提供指導(dǎo)，進(jìn)而提升TiAl合金的研發(fā)速率，加快TiAl合金走向新應(yīng)用的步伐。

[1] KOTHARI K, RADHAKRISHNAN R, WERELEY N M. Advances in Gamma Titanium Aluminides and Their Manufacturing Techniques[J]. Progress in Aerospace Sciences, 2012, 55: 1-16.

[2] CHEN Guang, PENG Ying-bo, ZHENG Gong, et al. Polysynthetic Twinned TiAl Single Crystals for High-Temperature Applications[J]. Nature Materials, 2016, 15(8): 876-881.

[3] KIM Y W, KIM S L. Advances in Gammalloy Materials-Processes-Application Technology: Successes, Dilemmas, and Future[J]. JOM, 2018, 70(4): 553-560.

[4] BERTIN J J, CUMMINGS R M. Fifty Years of Hypersonics: Where We've Been, where We're Going[J]. Progress in Aerospace Sciences, 2003, 39(6/7): 511-536.

[5] WILLIAMS J C, STARKE E A Jr. Progress in Structural Materials for Aerospace Systems[J]. Acta Materialia, 2003, 51(19): 5775-5799.

[6] APPEL F, CLEMENS H, FISCHER F D. Modeling Concepts for Intermetallic Titanium Aluminides[J]. Progress in Materials Science, 2016, 81: 55-124.

[7] BEWLAY B P, NAG S, SUZUKI A, et al. TiAl Alloys in Commercial Aircraft Engines[J]. Materials at High Temperatures, 2016, 33(4/5): 549-559.

[8] CLEMENS H, MAYER S. Intermetallic Titanium Aluminides in Aerospace Applications-Processing, Microstructure and Properties[J]. Materials at High Temperatures, 2016, 33(4/5): 560-570.

[9] WU Xin-hua. Review of Alloy and Process Development of TiAl Alloys[J]. Intermetallics, 2006, 14(10/11): 1114-1122.

[10] 楊銳. 鈦鋁金屬間化合物的進(jìn)展與挑戰(zhàn)[J]. 金屬學(xué)報, 2015, 51(2): 129-147.

YANG Rui. Advances and Challenges of TiAl Base Alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2015, 51(2): 129-147.

[11] APPEL F, PAUL J D H, OEHRING M. Gamma Titanium Aluminide Alloys: Science and Technology[M]. John Wiley & Sons, 2011, 2011.

[12] HUANG Z W, CONG T. Microstructural Instability and Embrittlement Behaviour of an Al-Lean, High-Nb Γ-TiAl-Based Alloy Subjected to a Long-Term Thermal Exposure in Air[J]. Intermetallics, 2010, 18(1): 161-172.

[13] HUANG Z W. Thermal Stability of Ti-44Al-4Nb-4Hf- 0.2Si-1B Alloy[J]. Intermetallics, 2013, 37: 11-21.

[14] HUANG Z W. Thermal Stability of Ti-44Al-4Nb-4Zr- 0.2Si-1B Alloy[J]. Intermetallics, 2013, 42: 170-179.

[15] WANG Qi, CHEN Rui-run, YANG Yao-hua, et al. Effects of Lamellar Spacing on Microstructural Stability and Creep Properties in Β-Solidifyingg-TiAl Alloy by Directional Solidification[J]. Materials Science and Engineering: A, 2018, 711: 508-514.

[16] MARUYAMA K, YAMAMOTO R, NAKAKUKI H, et al. Effects of Lamellar Spacing, Volume Fraction and Grain Size on Creep Strength of Fully Lamellar TiAl Alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 1997, 239/240: 419-428.

[17] MARUYAMA K, KIM H Y, ZHU Han-liang. Creep of Lamellar TiAl Alloys: Degradation, Stabilization and Design of Lamellar Boundaries[J]. Materials Science and Engineering: A, 2004, 387-389: 910-917.

[18] CHEN W R, TRIANTAFILLOU J, BEDDOES J, et al. Effect of Fully Lamellar Morphology on Creep of a near-TiAl Intermetallic[J]. Intermetallics, 1999, 7(2): 171-178.

[19] WANG J N, ZHU J, WU J S, et al. Effects of Alloying Elements on Creep of TiAl Alloys with a Fine Lamellar Structure[J]. Acta Materialia, 2002, 50(6): 1307-1318.

[20] IMAYEV V M, GANEEV A A, TROFIMOV D M, et al. Effect of Nb, Zr and Zr + Hf on the Microstructure and Mechanical Properties of Β-Solidifyingg-TiAl Alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 817: 141388.

[21] ZGHAL S, NAKA S, COURET A. A Quantitative Tem Analysis of The Lamellar Microstructure In TiAl Based Alloys[J]. Acta Materialia, 1997, 45(7): 3005-3015.

[22] ZHANG L C, CHENG T T, AINDOW M. Nucleation of the Lamellar Decomposition in a Ti-44Al-4Nb-4Zr Alloy[J]. Acta Materialia, 2004, 52(1): 191-197.

[23] BLACKBURN M J. Some Aspects of Phase Transformations in Titanium Alloys[M]//The Science, Technology and Application of Titanium. Amsterdam: Elsevier, 1970: 633-643.

[24] ZGHAL S, THOMAS M, COURET A. Structural Transformations Activated during the Formation of the Lamellar Microstructure of TiAl Alloys[J]. Intermetallics, 2005, 13(9): 1008-1013.

[25] ZGHAL S, THOMAS M, NAKA S, et al. Phase Transformations in TiAl Based Alloys[J]. Acta Materialia, 2005, 53(9): 2653-2664.

[26] DENQUIN A, NAKA S. Various Transformation Modes Observed in Two-Phaseg+α2TiAl-Based Alloys[J]. Le Journal De Physique IV, 1993, 3(C7): C7-383.

[27] WANG Yi-chao, XUE Xiang-yi, KOU Hong-chao, et al. Quasi-in-Situ Investigation on Microstructure Degradation of a Fully Lamellar TiAl Alloy during Creep[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2022, 18: 4980-4989.

[28] HERROUIN F, HU D, BOWEN P, et al. Microstructural Changes during Creep of a Fully Lamellar TiAl Alloy[J]. Acta Materialia, 1998, 46(14): 4963-4972.

[29] WANG Yi-chao, XUE Xiang-yi, KOU Hong-chao, et al. The Interfacial Β0 Phase Strengthening the Creep Properties of Powder Hot Isostatic Pressingg-TiAl Alloy[J]. Materials Research Letters, 2022, 10(5): 327-333.

[30] COURET A, REYES D, THOMAS M, et al. Effect of Ageing on the Properties of the W-Containing IRIS-TiAl Alloy[J]. Acta Materialia, 2020, 199: 169-180.

[31] RAMANUJAN R V. Phase Transformations in γ Based Titanium Aluminides[J]. International Materials Reviews, 2000, 45(6): 217-240.

[32] LI Xi, BHATTACHARYYA D, JIN Hao, et al.Studies of TiAl Polysynthetically Twinned Crystals: Critical Fluctuations and Microstructural Evolution[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 815: 152454.

[33] JONES S A, KAUFMAN M J. Phase Equilibria and Transformations in Intermediate Titanium–aluminum Alloys[J]. Acta Metallurgica et Materialia, 1993, 41(2): 387-398.

[34] CHARPENTIER M, HAZOTTE A, DALOZ D. Lamellar Transformation in Near-γ TiAl Alloys—Quantitative Analysis of Kinetics and Microstructure[J]. Materials Science and Engineering: A, 2008, 491(1/2): 321-330.

[35] LI Xiao-lei, LI Jin-shan, KOU Hong-chao, et al. In Situ Observation of the Initial Stage ofLamella Formation in Ti48Al2Cr2Nb Alloy[J]. Advanced Engineering Materials, 2017, 19(5): 1600670.

[36] CHA Li-mei, CLEMENS H, DEHM G, et al.TEM Heating Study of the γ Lamellae Formation Inside the Α2Matrix of a Ti-45Al-7.5Nb Alloy[J]. Advanced Materials Research, 2010, 146/147: 1365-1368.

[37] SUN Y Q. Surface Relief and the Displacive Transformation to the Lamellar Microstructure in TiAl[J]. Philosophical Magazine Letters, 1998, 78(4): 297-305.

[38] POND R C, SHANG P, CHENG T T, et al. Interfacial Dislocation Mechanism for Diffusional Phase Transformations Exhibiting Martensitic Crystallography: Formation of TiAl + Ti3Al Lamellae[J]. Acta Materialia, 2000, 48(5): 1047-1053.

[39] DENQUIN A, NAKA S. Phase Transformation Mechanisms Involved in Two-Phase TiAl-Based Alloys—I. Lambellar Structure Formation[J]. Acta Materialia, 1996, 44(1): 343-352.

[40] SHANG P, CHENG T T, AINDOW M. A High-Resolution Electron Microscopy Study of Steps on Lamellarg-Α2 Interfaces in a Low-Misfit TiAl-Based Alloy[J]. Philosophical Magazine A, 1999, 79(10): 2553-2575.

[41] AINDOW M, CHENG T T, LIN C, et al. Interfacial Defects and Lamellar Decomposition in Titanium Aluminides[J].Interface Science, 2004, 12(2/3): 293-302.

[42] NIE J F, HOWE J M, VASUDEVAN V K, et al. Discussion of “Surface Relief and the Displactive Transformation to the Lamellar Microstructure in TiAl” and “Nanometer-Scale, Fully Lamellar Microstructure in an Aged TiAl-Based Alloy”[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2000, 31(9): 2377-2379.

[43] KUMAGAI T, ABE E, TAKEYAMA M, et al. Reaction Process of Α?γ Massive Transformation in Ti-Rich TiAl Alloy[J]. MRS Online Proceedings Library, 1994, 364(1): 181-186.

[44] DEY S R, HAZOTTE A, BOUZY E. Multiscale γ Variant Selection in a Quaternary Near-γ Ti-Al Alloy[J]. Philosophical Magazine, 2006, 86(20): 3089-3112.

[45] KATZAROV I, MALINOV S, SHA W. A Phase-Field Model for Computer Simulation of Lamellar Structure Formation ing-TiAl[J]. Acta Materialia, 2006, 54(2): 453-463.

[46] TENG C Y, ZHOU N, WANG Y, et al. Phase-Field Simulation of Twin Boundary Fractions in Fully Lamellar TiAl Alloys[J]. Acta Materialia, 2012, 60(18): 6372-6381.

[47] LI Wen, YU Wen, XU Qian, et al. Effects of γ/γ Interfaces in TiAl Lamellae Subjected to Uniaxial Tensile Loading[J]. Computational Materials Science, 2020, 172: 109361.

[48] LI Wen, YU Wen, XU Qian, et al. Understanding the Atomistic Deformation Mechanisms of Polycrystallineg-TiAl under Nanoindentation: Effect of Lamellar Structure[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 828: 154443.

[49] FU Rong, RUI Zhi-yuan, DONG Yun, et al. Effects of γ/γ Lamellar Interfaces on Interlamellar Crack Propagation Behaviors of TiAl Alloys[J]. Computational Materials Science, 2021, 194: 110428.

[50] NEOGI A, JANISCH R. Twin-Boundary Assisted Crack Tip Plasticity and Toughening in Lamellarg-TiAl[J]. Acta Materialia, 2021, 213: 116924.

[51] FU Rong, RUI Zhi-yuan, FENG Rui-cheng, et al. Effects of γ/γ Lamellar Interfaces on Translamellar Crack Propagation in TiAl Alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2022, 918: 165616.

[52] Zghal Armand Coujou Alain Couret Slim. Transmission of the Deformation throughg-γ Interfaces in a Polysynthetically Twinned TiAl Alloy I. Ordered Domain Interfaces (120° Rotational)[J]. Philosophical Magazine A, 2001, 81(2): 345-364.

[53] ZGHAL S, COURET A. Transmission of the Deformation throughg-γ Interfaces in a Polysynthetically Twinned TiAl Alloy II. Twin Interfaces (180° Rotational)[J]. Philosophical Magazine A, 2001, 81(2): 365-382.

[54] GIBSON M A, FORWOOD C T. Slip Transfer of Deformation Twins in Duplex γ-Based Ti-Al Alloys Part III. Transfer across General Large-Angle γ γ Grain Boundaries[J]. Philosophical Magazine A, 2002, 82(7): 1381-1404.

[55] INUI H, OH M H, NAKAMURA A, et al. Ordered Domains in TiAl Coexisting with Ti3al in the Lamellar Structure of Ti-Rich TiAl Compounds[J]. Philosophical Magazine A, 1992, 66(4): 539-555.

[56] YANG Y S, WU S K. (011)γ/(101)γOrder Twin of γ Lamella in a Ti-40 at.% Al Alloy[J]. Philosophical Magazine A, 1992, 65(1): 15-28.

[57] ZGHAL S, THOMAS M, NAKA S, et al. Migration of Ordered Domain Boundaries and Its Effect on the Lamellar

Interfaces in TiAl-Based Alloys[J]. Philosophical Magazine Letters, 2001, 81(8): 537-546.

[58] DEY S R, MORAWIEC A, FUNDENBERGER J J, et al. Variant Orientation Distribution in a Near-γ Ti-Al Alloy with a Lamellar Microstructure[J]. Solid State Phenomena, 2005, 105: 145-150.

[59] ZHANG Jin-hu, TENG Chun-yu, MENG Zhi-chao, et al. Selection and Mechanical Evaluation of γ/γ Boundary ing-TiAl Alloy[J]. Intermetallics, 2020, 126: 106946.

[60] 胡銳, 王旭陽, 楊劼人, 等. TiAl基合金組織熱穩(wěn)定性和演化機(jī)制及對力學(xué)性能的影響[J]. 航空制造技術(shù), 2017, 60(S2): 30-39.

HU Rui, WANG Xu-yang, YANG Jie-ren, et al. Microstructures Thermal Stability and Evolution Mechanism of Ti Al-Base Alloys and Their Effects on Mechanical Properties[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2017, 60(S2): 30-39.

[61] RACKEL M W, STARK A, GABRISCH H, et al. Orthorhombic Phase Formation in a Nb-Richg-TiAl Based Alloy - anSynchrotron Radiation Investigation[J]. Acta Materialia, 2016, 121: 343-351.

[62] WANG Yi-chao, XUE Xiang-yi, KOU Hong-chao, et al. Microstructure Characterization and Thermal Stability of TNM Alloy Fabricated by Powder Hot Isostatic Pressing[J]. Metals, 2021, 11(11): 1720.

[63] MINE Y, TAKASHIMA K, BOWEN P. Effect of Lamellar Spacing on Fatigue Crack Growth Behaviour of a TiAl-Based Aluminide with Lamellar Microstructure[J]. Materials Science and Engineering: A, 2012, 532: 13-20.

[64] ZHANG Tian-long, WANG Dong, ZHU Jia-ming, et al. Non-Conventional Transformation Pathways and Ultrafine Lamellar Structures ing-TiAl Alloys[J]. Acta Materialia, 2020, 189: 25-34.

[65] 宋霖, 張鐵邦, 林均品. TiAl合金有序ω相和正交相相變規(guī)律研究進(jìn)展[J]. 中國材料進(jìn)展, 2020, 39(9): 634-641, 652.

SONG Lin, ZHANG Tie-bang, LIN Jun-pin. Progress in the Phase Transformation Mechanisms of Ordered ω and Orthorhombic Phases in TiAl Alloys[J]. Materials China, 2020, 39(9): 634-641, 652.

[66] WANG Xu-yang, YANG Jie-ren, SONG Lin, et al. Evolution of B2(ω) Region in High-Nb Containing TiAl Alloy in Intermediate Temperature Range[J]. Intermetallics, 2017, 82: 32-39.

[67] SONG Lin, LIN Jun-pin, LI Jin-shan. Phase Transformation Mechanisms in a Quenched Ti-45Al-8.5Nb- 0.2W-0.2B-0.02Y Alloy after Subsequent Annealing at 800 ℃[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 691: 60-66.

[68] SONG Lin, PENG Cong, XU Xiang-jun, et al.oPhase Precipitation in Annealed High Nb Containing TiAl Alloys[J]. Progress in Natural Science: Materials International, 2015, 25(2): 147-152.

Research Status of Lamellar Formation and Its Stability in TiAl Alloys

YU Yong-hao, KOU Hong-chao, WANG Ya-rong, LI Yu-qing, LI Jin-shan

(State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi'an 710072, China)

Due to the low density and excellent high-temperature properties, TiAl alloys are important candidate replacements for Ni-based superalloys at 650-850 ℃. TiAl alloys containing lamellar microstructure exhibit excellent high-temperature properties, but the formation mechanism of lamellar microstructure and lamellar stability under elevated temperature service conditions remain a focus of interest. This paper reviews the recent research results on lamellar formation and microstructural stability, mainly analyzes the lamellar formation mechanism and variant selection of γ phase, as well as the influence of lamellar characteristics on the microstructural stability. Finally, the future research directions are also prospected.

TiAl alloys; lamellar formation; variant selection; stability; lamellar characteristics

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.11.007

TG146

A

1674-6457(2022)11-0064-09

2022?09?25

于永浩（1996—），男，博士生，主要研究方向?yàn)殁佷X合金及其組織調(diào)控技術(shù)。

寇宏超（1973—），男，博士，教授，主要研究方向?yàn)楦咝阅茆伜辖鸺捌渲苽涑尚渭夹g(shù)。