金属学报(中文版)  2018 , 54 (5): 647-656 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00516

金属材料的凝固专刊

籽晶法定向凝固TiAl基合金片层取向控制

苏彦庆, 刘桐, 李新中, 陈瑞润, 郭景杰, 傅恒志

哈尔滨工业大学金属精密热加工国家级重点实验室 哈尔滨 150001

The Evolution of Seeding Technique for the Lamellar Orientation Controlling of γ-TiAl Based Alloys

SU Yanqing, LIU Tong, LI Xinzhong, CHEN Ruirun, GUO Jingjie, FU Hengzhi

National Key Laboratory for Precision Hot Processing of Metals, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China

中图分类号:  TG146.23

文章编号:  0412-1961(2018)05-0647-10

通讯作者:  通讯作者 苏彦庆,suyq@hit.edu.cn,主要从事金属材料及凝固加工理论与技术研究

收稿日期: 2017-12-4

网络出版日期:  2018-05-11

版权声明:  2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  资助项目 国家自然科学基金项目Nos.51425402和51331005,国家重点研发计划项目No.2017YFA0403804及长江学者奖励计划项目No.T2014227

作者简介:

作者简介 苏彦庆,男,1969年生,教授,博士

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摘要

TiAl基合金是一种在航空航天等领域极具应用前景的轻质高温结构材料,通过控制TiAl基合金中片层取向可显著提升合金在单向受力条件下的综合力学性能。本文介绍了籽晶法定向凝固技术在TiAl基合金片层取向控制的最新进展,回顾了传统Ti-43Al-3Si籽晶法所面临的问题,重点总结了近年来新发展的二次定向凝固法、原位自籽晶定向凝固法、准籽晶定向凝固技术以及高熔点金属籽晶定向凝固技术,这些技术有利于促进籽晶法定向凝固控制TiAl基合金片层取向的工程化进展。但TiAl基合金中不同相的实际生长取向的持续稳定需要籽晶引晶与动力学条件的相结合才能得以实现,因此,新型籽晶技术与定向凝固工艺条件的互相结合将是未来籽晶法的发展趋势。

关键词: TiAl基合金 ; 定向凝固 ; 籽晶法 ; 片层取向控制

Abstract

TiAl-based alloys will be potentially used as light-weight high temperature structural materials in aerospace industry. The comprehensive mechanical properties of TiAl-based alloys can be improved significantly when lamellar orientation is aligned parallel to principle stress. In this paper, the development of seeding technique in directionally solidified TiAl-based alloys is reviewed, including the traditional Ti-43Al-3Si seeding method and some novel seeding methods. Those methods mainly include the second directional solidification method, self-seeding technique, quasi-seeding technique and high-melting metal seeding technique. Those newly developed methods will promote the engineering applications of the lamellar structure controlling technology for TiAl-based alloys. However, the stable growth of different leading phase in its designed direction depends on the coupling of the seed and growth dynamic parameteres. How to discover the influence of the growth dynamic parameteres on the designed growth direction is a key problem.

Keywords: TiAl-based alloy ; directional solidification ; seeding technique ; lamellar orientation controlling

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苏彦庆, 刘桐, 李新中, 陈瑞润, 郭景杰, 傅恒志. 籽晶法定向凝固TiAl基合金片层取向控制[J]. 金属学报(中文版), 2018, 54(5): 647-656 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00516

SU Yanqing, LIU Tong, LI Xinzhong, CHEN Ruirun, GUO Jingjie, FU Hengzhi. The Evolution of Seeding Technique for the Lamellar Orientation Controlling of γ-TiAl Based Alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54(5): 647-656 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00516

γ-TiAl基合金是一种性能优异的中高温结构材料,具有轻质、高比强度、高比刚度、耐蚀、耐磨、耐高温以及优异的抗氧化性等优点,是700~1000 ℃范围内最佳的候选金属高温结构材料,将广泛应用于汽车工业及航空航天等领域[1,2,3,4,5]γ-TiAl基合金的室温组织通常由γ相(TiAl)和α2相(Ti3Al)构成,其在铸态下通常有4种典型微观组织,即近粒状组织、双态组织、近片层组织和全片层组织[6]。全片层的双相(γ+α2)TiAl合金比双态、单相及近片层组织具有更高的抗蠕变性能及断裂韧性,但是多晶无取向全片层组织的室温塑性较低。近年来,学者们围绕如何提高TiAl合金室温塑性做了大量研究[7,8,9],发现全片层TiAl合金晶体具有明显的各向异性,当片层方向平行于应力加载方向时,全片层TiAl基合金表现出很好的强度和塑性。

根据TiAl合金中固态相变的位相关系可知,在TiAl合金定向凝固过程中,当α相为领先相且沿其择优取向进行生长时,最终获得的片层取向与生长方向的夹角为90°;当β相为领先相并沿其择优取向生长时,最终获得的片层组织与生长方向的夹角为0°或45° [10,11]。为了制备出微观组织中片层取向与生长方向平行的TiAl合金,针对上面2种不同的凝固路径的合金,人们提出了2种不同的方法来控制TiAl合金中的片层取向:一种是控制TiAl基合金中的领先相为β相,并沿其晶体学择优取向<001>晶向生长,最终形成与生长方向平行或成45°夹角的混合片层,但是该方法难以完全控制定向合金片层组织平行于生长方向[12,13];另一种是籽晶法定向凝固,采用平行片层取向的TiAl合金作籽晶进行定向凝固,使α领先相沿其非择优取向生长,最终可获得完全平行于生长方向的具有全片层组织的TiAl基合金。因此,籽晶法定向凝固技术在TiAl基合金组织控制方面的研究成为近年来的重要课题之一。

1 传统籽晶(Ti-43Al-3Si)法控制TiAl基合金片层取向

1.1 籽晶的选择与制备

TiAl合金籽晶法定向凝固是以控制片层取向为目的的一种方法。将符合要求的籽晶放置在定向凝固合金试样的底部,在Bridgman工艺中使定向凝固合金在籽晶上生长,从而使α相在籽晶的引晶作用下形成与生长方向平行的片层组织[14]。这种方法的关键是制备满足要求的籽晶材料,根据Johnson等[15]的研究,TiAl合金定向凝固的籽晶材料必须满足以下4个要求:

(1) α相必须是初生相。

(2) 在加热过程中,当温度达到αα2+γ共析温度时,层片结构必须是稳定的,同时α2相只能通过简单的分解形成α相。

(3) 在加热过程中,α相必须是热力学稳定的。α相体积分数的增加是通过α片层的增厚来实现的,而不能通过形成新的α相来实现。这样,高温α相能够具有与原始组织中的α2层片相同的取向。

(4) 在冷却过程中,这个过程必须是可逆的,同时,片层组织的原始取向必须能够保留下来。

研究发现,二元TiAl合金无法同时满足上述4种条件,人们通过添加合金元素来改变合金在加热和冷却过程中的凝固路径,使合金在加热过程中不进入γ单相区,在凝固过程中避免β相为先析出相。Johnson等[16]在研究Ti-Al-Si三元合金时发现,当合金成分为Ti-43Al-3Si (原子分数,%,下同)时,由于含Si的Ti5Si3相的存在,在加热和冷却过程中,片层组织在α+Ti5Si3相区内可稳定存在,α相在高温直至熔化时是稳定的,因此认为Ti-43Al-3Si可作为籽晶材料。

通过定向凝固制备片层与生长方向垂直的Ti-43Al-3Si籽晶合金,之后沿试样轴向切取α相籽晶并旋转90°,使籽晶中的片层取向与后续定向凝固生长方向平行[16]。由于该过程中需要对籽晶进行切取并旋转90°,制备过程较为复杂。Kim等[11]对此过程进行了改进,籽晶材料的制备是将合金液浇入金属型中,由于型壁的激冷作用,在铸锭的柱状晶区,柱状晶沿铸锭的径向与<0001>方向平行生长。根据其在冷却过程中的固态相变的关系,最终得到与轴向平行的片层组织。然后在铸锭的柱状晶区内切取籽晶材料,在定向凝固时使籽晶合金的片层取向与定向凝固的生长方向平行。采用该方法制备籽晶不需要长时间的定向凝固,也不需要将籽晶进行90°的旋转操作,简化了籽晶制备工艺,提高了籽晶制备效率。

1.2 Ti-43Al-3Si籽晶定向凝固过程

由于Ti-43Al-3Si籽晶材料在加热及冷却过程中α相具有很好的稳定性,使籽晶法定向凝固以α相为领先相的TiAl合金控制其片层取向具有了可能性。Johnson等[10,15]以Ti-43Al-3Si为籽晶,采用光浮区定向凝固技术对Ti-47Al二元合金进行引晶得到了定向凝固显微组织,其片层组织连续生长且均与生长方向平行,且仅在试样的前几厘米可以看到Ti5Si3相的存在。虽然在TiAl二元相图上可以看出β相为Ti-47Al合金的领先相,但Ti-43Al-3Si合金仍然可以控制其片层的连续生长。这主要是因为在实际的凝固过程中,β相的形核需要一定的形核过冷度,因此β相形核时相当于β液相线向左移动,从而扩大了α相区,使籽晶法定向凝固初生相为β相的合金成为了可能。

杜玉俊等[17,18]采用电磁约束定向凝固技术,以Ti-43Al-3Si为籽晶,对Ti-47Al二元合金进行了不同生长条件的定向凝固,发现当生长速率为10 μm/s时,在Ti-43Al-3Si籽晶的引晶作用下,试样内部柱状晶生长良好,且片层方向与生长方向几乎平行,如图1[17]所示。然而,受熔区稳定性及熔体流动的影响,试样表面有所起伏,在靠近试样边缘的地方,不断有新的α或者β晶粒形核和生长,且表面起伏越大,形成的杂晶越多。随着抽拉速率的增加,成分过冷逐渐增加,凝固过程中往往容易出现杂晶的形核和生长,从而导致组织控制的失败。

图1   采用电磁约束定向凝固技术,以Ti-43Al-3Si为籽晶定向Ti-47Al二元合金宏观组织[17]

Fig.1   Directional solidified ingot (a) and macrostructures (b) of Ti-47Al alloy obtained by electromagnetic confinement and directional solidification technology (EMCDS) at 10 μm/s with using Ti-43Al-3Si seed[17]

罗文忠等[19,20,21]采用陶瓷膜壳Bridgman法以Ti-43Al-3Si合金为籽晶,对Ti-47Al二元合金进行片层取向控制。当生长速率为36 mm/h时,获得了片层取向平行于生长方向的片层组织,如图2[20]所示,研究发现籽晶材料必须有足够长的重熔距离,才能保证凝固初期α相的形成并实现引晶。同时,在定向凝固过程中要求尽可能高的温度梯度和低的生长速率,保证稳定的平界面生长,在硅化物减少直至消失后,才能保持非择优取向的稳定生长,保持原有的片层组织取向。

图2   生长速率为36 mm/h时不同凝固阶段Ti-47Al试样的纵截面组织[20]

Fig.2   Longitudinal microstructures of directionally solidified Ti-47Al ingot grown from a Ti-43Al-3Si seed at 36 mm/h[20]
(a) more silicide particles existed in the initial part and the lamellar direction inclined small to the directional solidification (DS) direction
(b) silicides obviously decreased in transient part
(c) no silicide appeared in steady state growth stage and the lamellar direction exactly parallel to the DS direction

目前,关于Ti-43Al-3Si籽晶合金的引晶实验主要集中在对TiAl二元合金的引晶阶段,这主要是因为Ti-43Al-3Si籽晶合金与大部分工程应用的TiAl合金之间成分差异性较大,在进行籽晶法定向凝固过程中存在较长的成分过渡区,从而制约了定向凝固全片层组织引晶成功率及制备的效率。

而对于采用陶瓷膜壳Bridgman定向凝固TiAl基合金时,在定向凝固前期,往往需要对籽晶重熔区组织进行一段时间的热稳定化处理,才能使籽晶材料与定向母合金很好地熔合。在热稳定化处理过程中,定向凝固起始界面处于复杂的糊状区内。刘桐[22]研究了定向凝固前期不同热稳定处理时间对起始界面处糊状区内微观组织的演变及对后续定向凝固过程的影响,如图3[22]所示,发现在Ti-43Al-3Si籽晶合金热稳定化处理初期,糊状区内形成很多的α小晶粒(图3a[22]),随着热稳定时间的延长,由于温度梯度区熔效应的发生,糊状区内液相体积分数逐渐减少(图3b和c[22])。糊状区的片层组织也随之发生改变,偏离了初始预设籽晶合金中的片层取向,从而使籽晶合金的引晶效果不佳。并且在热稳定化处理的过程中,Ti5Si3相也在不断地长大,较大的Ti5Si3相对籽晶合金的引晶不利。

图3   Ti-43Al-3Si合金经不同时间热稳定化处理后糊状区纵向宏观组织[22]

Fig.3   Microstructures of mush zone of Ti-43Al-3Si alloy after melting and thermal stabilization stage with the time of 0 min (a), 30 min (b) and 120 min (c)[22]

图4[22]所示为采用陶瓷膜壳Bridgman定向凝固、以Ti-43Al-3Si合金为籽晶的多元Ti-47Al-1.0W-0.5Si合金定向凝固不同高度的纵截面微观组织。在定向凝固的起始界面处(图4a[22]),片层取向基本与生长方向平行,表明定向凝固初期,籽晶中的片层取向有效地控制了定向凝固母合金中α相的生长方向。但随着定向凝固的进行,出现了与生长方向成约60°夹角的片层,由于界面前沿或糊状区内出现了初生α相的形核,在这个阶段出现了籽晶中α相非择优生长取向与新形核α相晶粒的择优生长取向的竞争生长(图4b和c[22])。随着定向凝固的进行,可以看到非择优生长取向逐渐消失,合金中仍保留了与生长方向大约60°的片层取向,直至最终的淬火界面处(图4d[22])。同时,对液固淬火界面成分分析发现,淬火界面前沿淬火熔体合金成分中的Si元素含量依然高达0.87%,这与Ti-43Al-3Si籽晶合金中Si元素含量较高有关。

图4   以Ti-43Al-3Si合金为籽晶定向凝固Ti-47Al-1.0W-0.5Si合金不同高度的纵截面微观组织[22]

Fig.4   Microstructure evolution along the growth direction of directionally solidified Ti-47Al-1.0W-0.5Si by Ti-43Al-3Si seeded at growth rate of 10 μm/s (a~d)[22]

综上,当采用Ti-43Al-3Si籽晶合金进行TiAl合金定向凝固片层取向的控制时,Ti-43Al-3Si籽晶合金的引晶失败主要是由于定向凝固过程中固液界面前沿的形核,新形核的晶粒一般会沿其择优生长取向生长,在随后的竞争生长中占据有利条件,将受籽晶控制的非择优生长取向淘汰。只有当领先α相的生长方向与其择优生长取向垂直或与<11 2¯0>方向平行时,最终才能获得与生长方向平行的片层组织,但<11 2¯0>在其热力学上为非稳定生长方向。只有通过改变动力学条件,如生长速率和温度梯度等,才能使其稳定生长,往往只有在苛刻的动力学条件下才能实现非择优取向的生长,苛刻的条件增大了籽晶引晶的难度,也限制了Ti-43Al-3Si籽晶合金引晶的进一步推广。另外,在Ti-43Al-3Si籽晶合金引晶中,成分过渡也是一个主要问题,成分过渡区与籽晶的熔化距离、热稳定时间、以及籽晶与母合金之间的成分差异有直接关系,如何将成分过渡区缩减至最小距离,籽晶中的片层取向稳定控制母合金中以及在随后的竞争生长中占据有利条件稳定生长的α相的取向都是采用Ti-43Al-3Si合金作为籽晶材料难以解决的问题。

2 新型籽晶定向凝固控制TiAl合金片层取向

近年来,针对上述Ti-43Al-3Si籽晶合金引晶TiAl合金所遇到的问题,研究者们尝试提出了多种新型籽晶法定向凝固技术来克服Ti-43Al-3Si籽晶的缺点,主要有二次定向凝固法、原位自籽晶定向凝固技术、准籽晶法定向凝固技术以及高熔点金属籽晶定向凝固等。

2.1 二次定向凝固法

Ding等[23,24,25]对高Nb-TiAl合金定向凝固组织研究发现,在一次定向凝固之后,在定向凝固棒材的顶端形成片层取向一致的单个片层晶粒,单个晶粒内的片层方向基本与生长方向呈0°或45°夹角。而后利用一次定向凝固后铸锭顶部形成的单个晶粒作为籽晶,来控制定向凝固领先相为β相的TiAl合金的片层取向,即将顶部形成的单个晶粒的一次定向凝固后的铸锭倒置装入定向凝固炉中进行二次定向凝固。图5[26]所示为Ti-46Al-5Nb合金单次和二次定向凝固后的纵截面宏观组织,单次定向凝固后,在定向凝固铸锭顶端形成了单个晶粒区。经过倒置并进行二次定向凝固之后,获得了单个PST晶体(polysynthetically twinned crystal),所有的片层组织排列一致,并且片层取向与生长方向平行,这说明二次定向凝固工艺方法是控制TiAl基合金的片层取向方法之一。

图5   二次定向凝固Ti-46Al-5Nb合金宏观组织图[26]

Fig.5   Macrostructures of the directionally solidified Ti-46Al-5Nb alloy after single (a) and double (b) DS processes at a growth rate of 30 μm/s (A—annealing region consisting of equiaxed grains, B—DS region in which columnar grain are found)[26]

在二次定向凝固过程中,尽管底部的单个晶粒没有形成传统的α籽晶作用,但它对PST晶体的形成具有重要作用。图6[26]为Ti-46Al-5Nb合金二次定向凝固过程初始生长模式示意图,在二次重熔过程中,在固液界面附近有均匀并适当间距的β枝晶从原始β枝晶干区域复原,其择优取向与定向凝固生长方向一致。在定向凝固过程中,β枝晶继续生长,底部单个晶粒实际上提供了β籽晶的作用[26,27]。由于在枝晶干和枝晶间区域发生了完全包晶转变,导致整个定向凝固区域形成一致位向的高温α相,从而实现了片层取向的定向排列。

图6   Ti-46Al-5Nb合金二次定向凝固过程初始生长模式图[26]

Fig.6   Schematic of growth mode for the Ti-46Al-5Nb alloy at the initial stage of the second DS step[26]

2.2 原位自籽晶定向凝固技术

Zhang等[28,29]结合Ti-43Al-3Si籽晶法和冷坩埚定向凝固技术提出了原位籽晶定向凝固技术,将籽晶制备和定向凝固实验一体化,简化了传统的籽晶法定向凝固的工艺,避免籽晶加工所引起的污染,同时消除了籽晶重新定位引起的片层取向偏移,其原理如图7[29]所示。图8[30]是用水冷铜坩埚制备的籽晶材料的纵界面,虽然铸锭上部形成了柱状晶组织,但是由于中心缩孔的存在,有效籽晶区的范围仍然较小。张成军等[30]最终优化冷坩埚的熔炼加热工艺,并采用成分调整法控制定向凝固初始过渡区内溶质元素的含量,在使用籽晶原位定向凝固对Ti-43Al-3Si籽晶合金片层取向控制时,得到了与生长方向平行的片层取向。

图7   冷坩埚原位籽晶定向凝固示意图[29]

Fig.7   Schematics of seed making by water cooling copper crucible[29]
(a) before heating (b) while heating (c) after cooling (d) DS process

图8   采用水冷铜坩埚制备的试样纵剖面宏观组织[30]

Fig.8   Macrostructures of the longitudinal section of the seeds (a) and the DS sample (b)[30]

在籽晶法的基础上,科研人员[31,32,33,34]提出了自籽晶定向凝固技术,即用具有合适取向的母合金自身材料作为籽晶,对母合金进行引晶定向凝固,如图9[31]所示。其采用Bridgman定向凝固Ti-46Al-0.5W-0.5Si合金,在凝固速率V=20 μm/s,温度梯度G=12.1 K/mm时成功地控制合金片层取向与生长方向平行。在自籽晶法定向凝固时,需要合适的定向凝固工艺条件才能保证领先相α相中<11 2¯0>晶向的连续生长[35,36]。由于籽晶材料与母合金材料成分一致,从而在定向凝固时消除了成分过渡区,且不存在硅化物相的污染问题,同时也简化了籽晶法的工艺流程,简化后的工艺可促进籽晶法定向凝固技术走向工程化应用。

图9   自籽晶法定向凝固过程示意图[31]

Fig.9   Schematics of preparing specimens for lamellar orientation control by self-seeding DS[31]
(a) structures of master ingot (b) structures of seeding specimen (c) solidification processing

2.3 准籽晶法制备Ti-48Al-(Nb, Cr)合金定向全片层组织

Du等[17,37,38]通过控制动力学条件(升温速率、降温速率)使准籽晶(Ti-48Al-2Nb-2Cr、Ti-46Al-8Nb-1Cr)合金进行快速加热,发现当加热速率大于61 ℃/min时,准籽晶内的片层组织可以保持稳定,从而用于控制和引晶该合金的片层取向。图10[17]所示为采用电磁约束定向凝固技术准籽晶法制备的定向Ti-48Al-2Nb-2Cr合金。但在电磁约束定向凝固过程中,较快的加热速率可能会引起熔区的蹋漏现象,因此应在保证试样熔区稳定的情况下,尽可能快速增加功率使合金熔化,以达到快速加热的目的,待熔区稳定后,在一定的定向生长速率下进行抽拉,最终可制备出理想的TiAl合金片层组织。

图10   准籽晶法定向凝固Ti-48Al-2Cr-2Nb合金过程中不同凝固区域内微观组织[17]

Fig.10   Microstructures of annealing region (a), initial interface (b) and DS region (c) of the EMCDS sample solidified at 10 mm/s[17]

Du等[38,39]认为在准籽晶法定向凝固过程中,准籽晶的制备和使用需要满足2个条件:(1) 通过改变浇铸条件可以使TiAl合金以α相进行凝固,从而得到取向一致且平行于铸锭轴向的片层组织;(2) 在快速加热过程中,原始铸锭中α2/γ片层在转变为高温α相后,其取向不变。图11[17]所示为准籽晶在快速加热过程中的组织演化。在准籽晶的加热过程中,由于加热速率较快,α2/γ片层将经过α2α转变,α相的增加和减少通过α片层的增厚和减薄来实现。同时,γ晶粒发生γα的转变,但是由于加热速率较快,α的形核与长大会受到极大的抑制(定义α2转变得到的α相为αII,由γ相转变得到的α相为αIII)。因此,在准籽晶的快速加热和重熔过程中,主要得到大量的α晶粒。在引晶过程中,新的α晶粒会以这些α晶粒为基底形核,并沿非择优取向定向生长,最终得到平行于生长方向的定向全片层组织。

图11   Ti-Al二元相图和快速加热过程中的组织演化示意图[17]

Fig.11   TiAl binary phase diagram and the illustration of microstructure transformation upon rapid heating[17]

2.4 高熔点金属定向凝固方法

Liu等[40]在陶瓷膜壳定向凝固技术中,为了减弱或消除成分过渡以及糊状区的存在对定向凝固组织的遗传不稳定性,提出了一种高熔点金属作籽晶基底材料定向凝固TiAl基合金的方法,高熔点纯金属元素主要选用了Ti和Nb两种纯金属。图12[40]所示为采用纯Ti作基底籽晶材料,定向凝固Ti-47Al-0.5W-0.5Si合金时引晶界面处的微观组织。由于定向凝固加热的温度为1600 ℃,而纯Ti的熔点为1680 ℃,因此定向凝固的加热温度并不能将籽晶合金(Ti)熔化。但是在加热和热稳定处理的过程中,在籽晶合金与定向凝固合金间还是存在一个明显的熔合界面,在引晶界面前沿获取了与生长方向接近平行的片层组织。

图12   以Ti为籽晶定向凝固Ti-47Al-0.5W-0.5Si合金铸锭及成分过渡界面[40]

Fig.12   Directional solidified ingot with indication of positions where composition transition zone and DS zone (a), and macrostructure of the transitional interface between seeding material and directionally solidified alloy (b)[40]

Liu等[40]认为采用高熔点Ti作为籽晶基底材料进行片层取向控制时,在定向凝固过程中,合金的凝固过程主要包括几个阶段,如图13[40]所示,首先在热稳定处理过程中,籽晶合金与定向合金将发生溶质元素的交换与扩散过程,定向合金中的Al元素逐渐扩散至籽晶Ti中,籽晶合金中的Ti元素向定向合金中扩散,形成了一个成分过渡区。当定向凝固在成分过渡区内启动时,领先β相在过渡区内形核并将沿温度梯度方向进行生长,当在一个较高的温度梯度和合适的凝固速率下,领先β相将沿其择优取向<001>晶向进行生长,因此,最终形成片层取向将会与生长方向成0°或45°夹角,与生长方向成45°角的晶向生长需要更低的能量且稳定性更强。随着凝固的逐渐进行,领先β相将通过包晶反应转变为α相,在包晶转变的过程中,β相与α相仅遵循一种位相关系。因此,在之后的稳态生长过程中,定向合金中的领先α相将在包晶转变的α相的基础上形核,从而达到控制合金片层取向的目的。随后,合适的工艺参数将保证α相中非择优取向的连续生长,直至定向凝固结束。

图13   以Ti为籽晶定向凝固Ti-47Al-0.5W-0.5Si合金微观组织演化示意图[40]

Fig.13   Schematics of the β seeding technique in directionally solidified Ti-47Al-0.5W-0.5Si[40]
(a) the formation of the composition transition zone
(b) the initial DS stage in composition transition zone
(c) the primary β dendrite is transformed peritectically into α grain
(d) the growth of α phase in steady-state growth region

采用纯Ti为籽晶定向TiAl合金中的成分过渡区长度仅约为1.5 mm,远小于Ti-43Al-3Si籽晶合金引晶成分过渡区10 mm的长度。较短的成分过渡区一方面降低了片层取向控制的难度,消除了籽晶法定向凝固控制TiAl基合金的缺点,同时也减小了定向TiAl工程应用的难度。与传统的籽晶法相比,采用高熔点金属做基底籽晶材料定向凝固时,该方法具有较短的成分过渡区、简化的工艺以及较高的生长稳定性等优点。

3 展望

TiAl基合金作为极具应用潜力的轻质高温结构材料,采用定向凝固技术控制其片层取向一直是进一步改善综合力学性能的研究重点。目前,传统的Ti-43Al-3Si籽晶已不能满足新型定向凝固技术在籽晶法定向凝固TiAl基合金中的应用,各类新型籽晶技术在TiAl基合金定向凝固中开始实践应用。新型籽晶定向凝固技术克服了传统籽晶法的缺点,提高了TiAl基合金片层取向控制的效率,促进了籽晶法定向凝固技术在TiAl基合金中的应用进展。但在TiAl基合金籽晶引晶过程中,领先相的生长方向不仅受籽晶引晶的影响,还与动力学条件(生长速率、温度梯度)相关。TiAl基合金中不同相的实际生长取向的持续稳定需要籽晶引晶与动力学条件的相结合才能得以实现,因此,新型籽晶技术与定向凝固工艺条件的相结合将是未来籽晶法的发展趋势。

The authors have declared that no competing interests exist.


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