SiC 颗粒对 β-γ TiAl合金组织的影响

李桂，陈闯，张聪惠，韩建超，张长江，张树志

（1. 西安建筑科技大学 冶金工程学院，西安 71005；2. 宝钛集团有限公司，陕西 宝鸡 721014；3. 太原理工大学 材料科学与工程学院，太原 030024；4. 太原理工大学 机械工程学院，太原 030024）

21世纪以来，随着航空航天工业的迅猛发展，人们对太空的探索更加全面和深入。轻质高强的高温结构材料，成为航天器减重、提高推重比的重要研究方向。TiAl金属间化合物具有较低的密度(4 g/cm3)、较高的高温强度、良好的蠕变抗力以及较高的抗氧化性[1—3]，在一定条件下可以替代镍基高温合金，提高飞行器的推重比。传统的 TiAl合金铸态组织晶粒粗大，各向异性明显，合金元素偏析严重，综合力学性能较差，热加工温度较高，同时加工成本昂贵[4]。为了提高 TiAl加工变形能力，Kim[5]等人提出了β-γTiAl合金，这种合金由于具有良好的高温变形能力，已经逐渐引起人们的研究兴趣。通常是在传统 TiAl合金的基础上，增添β相稳定元素(Nb, Cr, Mn, V,Mo)，同时将Al的原子数分数控制在42%～45%左右，β相区将会向高 Al和低温区域扩大，有效避开包晶反应，在凝固路径中完全进入β单一相区。同时β-γTiAl合金能够有效消除成分偏析，降低铸造织构，β相属于体心立方结构，具有较多独立的滑移系，热加工时塑性变形的临界应力较低，合金的热加工性能显著提高。由于非平衡凝固的缘故，高温β相将被残留在室温，并且发生有序化转变生成B2相，β相的加入能够有效阻碍α晶粒长大，晶粒被显著细化。

当前，国内外学者已经对β-γTiAl合金进行了广泛研究，他们添加不同的β相稳定元素(Nb, Cr, Mn, V,Mo)，得到不同的合金并对其进行系统研究。哈尔滨工业大学陈玉勇团队成功轧制出了 Ti-42Al-9V合金板材[6]。日本学者Takeyama[7]研究了Ti-Al-V相图，发现加入适量的β相稳定元素V，可有效避免包晶反应，使凝固路径通过单一β相，随后发生β→α相变进入单一α相。Clemens[8]在Mo合金化的TNM系列合金中同样发现这种β相凝固特征。同时Clemens利用常规锻造设备制造出了TNM合金的航空发动机毛坯叶片[8]，但是单纯通过β相凝固并不能完全使显微组织均匀细小，尤其在非平衡凝固条件下，B2相的分布并不均匀，因此，有必要在添加β相稳定元素的前提下，通过加入SiC颗粒，系统地研究SiC颗粒对显微组织的影响。

文中以Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金为研究对象，着重讨论 SiC颗粒对铸态组织的影响以及不同的冷却速度对显微组织的影响。

图1 Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金的铸态组织Fig.1 As-cast structure of Ti-43Al-2Mo-0.4SiC alloy

1 实验方法

文中以高纯铝（质量分数为99.99%）、高纯海绵钛（质量分数为99.9%）、铝钼合金以及纳米SiC颗粒为原料，利用水冷铜坩埚真空电弧熔炼炉制备合金和Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金。反复熔炼4次确保成分均匀。利用电火花线切割在铸锭中心位置切取8 mm×8 mm×4 mm的长方形坯料。热处理实验在ZY-LS1600 ℃高温立式炉中进行，HT1, HT2, HT3的热处理工艺分别为 1460 ℃/2 h/WQ, 1460 ℃/2 h/AC, 1460 ℃/2 h/FC，即HT1表示在1460 ℃保温2 h时后水冷（WQ表示水冷），HT2表示在1460 ℃保温2 h后空冷（AC表示空冷），HT3表示在1460 ℃保温2 h后炉冷（FC表示炉冷）。通过文献[8]研究发现，1460 ℃为β单相区。所有试样采用水砂纸磨至2000目，金刚石喷雾剂机械抛光处理。通过X射线衍射仪分析相组成，采用DM2700-MRL金相显微镜和Quanta 200FEG场发射扫描电子显微镜(SEM)在背散射模式(BSE)观察TiAl基合金材料的显微组织以及相应点位能谱分析。

2 结果与分析

2.1 SiC颗粒对铸态组织的影响

Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金的铸态组织见图1。从图 1c可以发现，该铸态组织主要由灰色的层片组织(α2+γ)和分布于层片团晶界处的亮白色β相以及呈黑色棒状的析出相组成。合金原料在烧结反应过程中SiC相线温度时，TiC与Ti5Si3完全溶解于液态相中，当温度降低时，TiC从液态相中析出并长大[9]。依据文献[5]新型β/γ-TiAl合金凝固路径，Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金从液相中首先生成TiC和Ti5Si3，并作为β相异质形核的核心，细化β相晶粒。在非平衡条件下，由于冷却速度较快，部分β相被保留下来，发生有序化转变生成B2相，大多分布于晶界处。随后其余的β相析出α相，并保持Burgers位向关系[10—12]：

铸态 Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金能谱分析取点位置见图2，并且各点位元素含量见表1。位置1处Mo的原子数分数为0.9%，Si的原子数分数为6.2%较高，由于 Si在β相中的溶解度较大[13]，而且Mo元素为强β相稳定元素，因此可以认为位置1处为β相。位置2灰黑色的为碳化物，这一区域含有较高含量的N元素（原子数分数为15.7.%），C元素含量也较高（原子数分数为6.6%），由此断定该处可能含有TiC物质。位置3处Ti原子和Al原子比接近1︰1，可以确定该区域为γ相。

结合图1、图2的显微组织分析，SiC颗粒有效细化了晶粒组织，主要存在于片层团晶界处，少量存留于片层内部。同时由于Mo元素具有较强的β相稳定能力，致使合金在凝固时β相区扩大，凝固路径完全避开包晶转变，元素偏析显著减弱。另外，水冷铜坩埚的冷却速度较快，β相并未完全转变成α相进而形成片层团，残留的β相以有序B2相存在于片成团晶界处，也能起到细化晶粒的作用。

表1 能谱分析各元素成分（原子数分数）Tab.1 Analysis of elements by energy spectrum %

图2 铸态Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金取点位置Fig.2 Point sites of as-cast alloy of Ti-43Al-2Mo-0.4SiC

2.2 热处理工艺对铸态组织的影响

HT3热处理后的显微组织见图3。在1460 ℃，合金处于β单相区，由于随炉冷却速度较慢，合金在凝固过程中有充分的时间发生相变反应：L→β→α→α2/γ，因此，铸态组织经过炉冷处理合金将会形成全片层组织(α2/γ)，添加 SiC 颗粒后，析出物将会出现在片层团的晶界和片层内，并且由于保温时间较长，其细化效果并不明显。

铸态组织经过空冷处理后的显微组织见图4。可以发现，相比铸态组织中的棒状TiC，HT2热处理后TiC颗粒的形状明显碎化。这是因为在较高温度保温较长时间，合金元素扩散较为充分。为了更加确定图4中黑色区域的相成分以及颗粒状物质的化学成分，对图4组织进行了能谱分析，所取点位置见图5，对应成分分析见表2。通过成分分析，不难发现位置1,2, 3均为TiC颗粒，而位置4由于Mo元素含量较高，为β相。这是因为保温温度较高，而且保温时间较长，采取空冷工艺处理，合金温度梯度较大，可能将高温β相保留在室温形成有序B2相。

图3 HT2热处理后Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金的显微组织Fig.3 Microstructure of HT2 after heat treatment

图4 HT3热处理后Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金的显微组织Fig.4 Microstructure of HT3 after heat treatment

图5 HT2热处理后Ti-43Al-2Mo-0.4SiC能谱取点位置Fig.5 Point sites of as-cast alloy of Ti-43Al-2Mo-0.4SiC after HT2

表2 能谱分析各元素成分（原子数分数）Tab.2 Analysis of elements by energy spectrum %

3 结论

1)铸态 Ti-43Al-2Mo-0.4SiC合金组织为近片层组织，降低Al含量并增加β相稳定元素(Mo)，合金铸态组织均匀，添加SiC颗粒后析出相主要存在于片层团晶界处和片层内部，组织明显被细化。

2)热处理组织与铸态组织差异较大，HT3热处理后为全片层组织，并且由于SiC颗粒的细化作用，片层团尺寸适当减小。HT1和HT2热处理组织差别不大，主要因为过冷度较大，高温β相被保留在室温。

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