凝固模式对定向凝固TiAl-Nb合金组织和力学性能影响

李岩，王天浩，张黎伟，林均品，丁贤飞，李建崇，南海

（1. 中国航发北京航空材料研究院 铸造钛合金技术中心，北京 100095；2. 北京市先进钛合金精密成型工程技术研究中心，北京 100095；3. 北京科技大学 新金属材料国家重点实验室，北京 100083）

TiAl合金具有高比强度、高比刚度、耐高温以及良好的抗氧化性等优点，Nb元素的添加能显著提高TiAl合金的高温强度及抗氧化性能，其使用温度可以达到750～1000 ℃，使其成为航空航天及汽车发动机耐热构件极具竞争力的材料，具有广阔的应用前景，但是 TiAl合金的室温塑性及加工性能较差，限制其在工业领域的使用[1—4]。定向凝固技术能够有效控制TiAl合金晶体取向，获得具有特定方向的片层组织，从而提高其塑性、强度、抗蠕变性能等综合力学性能，满足发动机耐热构件对轻质耐高温材料的需求[5—6]。

TiAl合金成分决定了定向凝固的初生相和凝固模式，其经历的相变区间以及各自的相组成不同，导致定向凝固显微组织和力学性能存在一定的差异[7—8]。为了优化定向凝固 TiAl合金的成分并提高其力学性能，针对不同凝固模式下定向凝固 TiAl合金的力学性能进行研究。

文中以Ti-45Al-8Nb, Ti-47Al-8Nb, Ti-49Al-8Nb,Ti-51Al-8Nb合金定向凝固试样为研究对象，分析不同凝固模式下定向凝固显微组织、力学性能和断口形貌，研究凝固模式对TiAl合金定向凝固的影响规律，进一步为定向凝固TiAl合金的应用奠定实验基础。

1 试验

1.1 材料

利用 Thermo-Calc软件针对 TiAl-8Nb进行力学模拟，并确定 4种凝固模式对应的成分范围。利用Bridgman定向凝固系统制备不同Al含量的TiAl-8Nb合金试样，合金的成分及工艺参数见表1。

表1 定向凝固TiAl-8Nb合金成分和工艺参数Tab.1 Composition and process parameters of directionally solidified TiAl-8Nb alloys

1.2 方法

图1 拉伸样品型模处理与拉伸试验用定向凝固原料棒尺寸Fig.1 Dimension of raw material rod for controlled directional solidification of mold processing and tensile test of tensile specimen

拉伸试样的制备方法是先将铸态 TiAl-8Nb合金按照图1尺寸加工，将机加工好的拉伸棒状试样放入Al2O3坩埚中进行Y2O3型模处理。将型模烘干后进行定向凝固试验，完成后敲碎坩埚取出试样。在拉伸试验机上进行拉伸试验，室温拉伸试验的变形速率均为10-3s-1，高温拉伸试验的变形速率均为5×10-4s-1，温度均为850 ℃。

TiAl-8Nb合金显微组织观察首先定向凝固试样沿纵截面剖开，经过砂纸磨平、抛光并腐蚀后，利用场发扫描电镜观察TiAl-8Nb合金微观组织和偏析形貌。

2 结果与讨论

2.1 定向凝固显微组织

不同凝固模式下 TiAl-8Nb合金的典型定向凝固组织见图2，柱状晶宽度按照单β相凝固、亚包晶凝固、过包晶凝固、单α相凝固的顺序依次增大，且柱状晶边界逐渐变得平直，图2中用红线描绘出了柱状晶的片层方向，对于单β相凝固得到的合金组织，其绝大部分片层方向与轴向成近45°夹角，亚包晶凝固模式的合金中则存在片层方向与轴向成约 30°和 60°的两种取向关系，过包晶凝固模式的合金中的片层方向与轴向角度更大约为75°，在单α相凝固模式得到的合金组织中，片层方向与轴向垂直的90°关系。从白色偏析的衬度可以看出仅有单一α凝固模式对应的图2d的初生相为α相，其余3种凝固模式的初生相均为β相[9]。其中，图2c和2d呈现出了较严重的枝晶间Al偏析，由于偏析区Al含量的差异使得金相试样制备过程受到的腐蚀程度不同，这些偏析会对合金的力学性能造成较大的影响。图3d中片层团的方向几乎和生长方向垂直，这是因为初生α相的择优取向使其c轴同热流方向保持一致[10]。

图2 不同凝固模式下TiAl-8Nb合金典型的定向凝固组织Fig.2 Controlled directional solidification structure TiAl-8Nb alloys in different solidification modes

2.2 室温力学性能及断口形貌

不同凝固模式下定向凝固 TiAl-8Nb合金室温拉伸应力-应变曲线见图 3。TiAl-8Nb合金的抗拉强度和断裂伸长率见表 2。通过对拉伸应力-应变曲线分析，4种凝固模式TiAl-8Nb合金定向凝固在拉伸试验过程未进入屈服阶段即发生断裂，无法获得屈服强度。由于定向凝固时间较长和实验坩埚型模的限制，试样均含有少量的 Y2O3颗粒，拉伸试验过程容易形成应力集中，致使定向凝固TiAl-Nb合金室温塑性差。亚包晶凝固模式的Ti-47Al-8Nb合金性能最好，抗拉强度为429 MPa，断裂伸长率为0.74%，过包晶凝固模式的Ti-49Al-8Nb合金性能次之。虽然4种合金的拉伸伸长率均较低，但是此结果说明了包晶凝固模式，尤其亚包晶凝固模式合金的定向凝固组织拉伸性能较高，有利于定向凝固过程中控制片层取向并提高力学性能[11—12]。

图3 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金室温拉伸应力-应变曲线Fig.3 Stress strain curves of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after tensile at room temperature in different solidification modes

表2 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金室温条件下拉伸力学性能Tab.2 Mechanical properties of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after tensile at room temperature in different solidification modes

不同凝固模式下定向凝固 TiAl-8Nb合金室温拉伸后断口形貌见图4。断口均为解理断裂，断口相对比较平整且并未观察到大量的断裂韧窝，是典型的脆性断裂[13]。由断裂路径来看，Ti-45Al-8Nb合金的一部分断口裂纹沿晶界扩展，可以清楚地看到一个个晶粒，晶粒面比较光滑，另一部分裂纹断口也可以看到晶界，但是晶粒面相比沿晶断裂较为粗糙，即同时出现沿晶断裂和穿晶断裂，其他3种合金的断口形貌并未观察到明显晶粒且断口表面不光滑，均表现为穿晶断裂。

2.3 高温拉伸性能及断口形貌

不同凝固模式下，TiAl-8Nb合金的屈服强度、抗拉强度和断裂伸长率见表3，定向凝固TiAl-8Nb合金在 850 ℃条件下的拉伸应力-应变曲线见图 5。Ti-45Al- 8Nb合金在未进入屈服阶段即发生断裂，这可能与定向凝固合金显微组织中晶粒排列杂乱、尺寸较大且无明显挺直的柱状排列有关。随着Al含量的升高，实验合金的屈服强度、抗拉强度依次降低，而断裂伸长率则呈现递增趋势[14]。亚包晶凝固模式的

图4 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金室温拉伸后断口形貌Fig.4 Fracture morphology of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after tensile at room temperature in different solidification modes

表3 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金850 ℃条件下拉伸力学性能Tab.3 Mechanical properties of directionally solidified TiAl-8Nb alloys at 850 ℃ in different solidification modes

图5 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金高温拉伸应力-应变曲线Fig.5 Stress-strain curves of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after high temperature tensile in different solidification modes

Ti-47Al-8Nb合金依然呈现出相对较高的屈服强度和抗拉强度，其伸长率也达到了13.82%。由于亚包晶凝固过程中初生相为β相，随后发生包晶反应L+β→α，包晶反应消耗了全部L相和部分β相，剩余的β相发生β→α的固态相变，形成了与拉伸方向呈小角度的片层组织，并使片层团界面近似平行于拉伸方向的柱状晶[15]。同时由于合金中Al含量增加，使片层间距减小，片层组织中γ相含量增加，提高了合金高温拉伸伸长率。

不同凝固模式下定向凝固 TiAl-8Nb合金高温拉伸后断口形貌见图6。如图6a所示，Ti-45Al-8Nb合金的断口形貌为典型的穿晶解理断裂，断口并未观察到明显晶界，断口平齐光亮，呈放射状，放射花样较细，可以看到许多不平行的解理小刻面，以及河流状花样。如图6b所示，亚包晶凝固模式的Ti-47Al-8Nb合金主要呈穿片层断裂，图6b右上角图显示了该合金断口外围的断裂形貌，在断口外围出现了较小的韧窝形貌[16]。Ti-49Al-8Nb和Ti-51Al-8Nb合金的断口形貌见图6c和6d，可以看到纤维区内断口表面粗糙形状不规则，呈明显的颗粒状，拉伸断口呈结晶状，由解理小断面和大量高密度短而弯曲的撕裂棱组成，并伴有少量的韧窝和互相连接的小空洞。断裂沿着晶粒的晶面进行，断口晶粒明显，立体感强，呈现这种形貌是因为高温下晶界上的原子扩散比晶内原子剧烈，晶界强度明显低于晶内强度，晶界成为高温断裂的策源地，表明其断裂伸长率获得了提升，发生了介于韧性断裂和脆性断裂的准解理断裂。

图6 不同凝固模式下定向凝固TiAl-8Nb合金高温拉伸后断口形貌Fig.6 Fracture morphology of directionally solidified TiAl-8Nb alloys after high temperature tensile in different solidification modes

3 结论

1) 不同Al含量影响了TiAl-Nb合金定向凝固凝固模式，单一β凝固模式柱状晶倾斜明显，亚包晶、过包晶以及单一α相凝固模式合金的柱状晶挺直且宽度较均匀。

2) 单一α凝固合金中片层方向近似与定向凝固方向平行外，其他方式凝固合金中大部分片层方向与定向凝固方向呈近45°夹角。

3) 亚包晶合金其室温力学性能最好，抗拉强度和塑性分别为429 MPa和0.74%；其高温抗拉强度最高，达到了483 MPa。和高温拉伸性能均高于其他凝固模式的合金性能，其抗拉强度分别为 429和 483 MPa。

4) 定向凝固试样组织存在Y2O3颗粒，拉伸试验过程容易形成应力集中，致使定向凝固TiAl-Nb合金室温强度和塑性差。

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