朱小龍，黃澤文

(西南交通大學(xué) 材料先進(jìn)技術(shù)教育部重點實驗室，成都 610031)

熱暴露對Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B合金顯微結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響

朱小龍，黃澤文

(西南交通大學(xué) 材料先進(jìn)技術(shù)教育部重點實驗室，成都 610031)

采用掃描電鏡、透射電鏡以及拉伸和高周疲勞等試驗手段研究 10 000 h、700 ℃大氣熱暴露過程對Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B合金顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：復(fù)合含Nb-Zr的TiAl合金的α2+γ層片組織顯示出較高的熱力學(xué)穩(wěn)定性，合金的α2+γ層片晶團(tuán)在熱暴露過程中，α2→γ和α2+γ→B2(ω)相變并不普遍。合金中B2(ω)晶粒由若干微米胞構(gòu)成，長期的高溫?zé)岜┞秾?dǎo)致胞壁處具有較高有序度的D88相結(jié)構(gòu)的ω顆粒明顯長大，且胞內(nèi)也大量析出這種脆性的 D88相結(jié)構(gòu)的 ω顆粒；同時，在 B2(ω)晶內(nèi)還析出微米級別的 γ相，這是該合金10 000 h熱暴露過程后脆性明顯增加的主要原因。此外，該合金拉伸強(qiáng)度和條件屈服強(qiáng)度在熱暴露過程中變化不大，室溫疲勞極限甚至還有所提高。

鈦鋁合金；熱暴露；顯微結(jié)構(gòu)；力學(xué)性能

TiAl基合金具有高熔點、低密度、高彈性模量、低擴(kuò)散系數(shù)、優(yōu)良的抗腐蝕性能及良好的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性[1?2]，這些優(yōu)點使其在航空航天和汽車工業(yè)等領(lǐng)域有廣泛的應(yīng)用前景。但γ-TiAl合金在室溫下具有較低的抗損傷能力，比如較低的室溫塑性、較低的斷裂韌性和較高的裂紋擴(kuò)展速率。這些都增加了材料失效的可能性[3?6]。工程用γ-TiAl合金通常是在Ti-(44%～49%)Al二元系的基礎(chǔ)上加入適量合金元素熔煉而成的。近年來，低鋁高合金含量的Ti-44Al-8X-1B(X為Nb、Zr、Ta和Hf等)系列γ-TiAl合金，由于能提供更高的力學(xué)性能而得到了廣泛的關(guān)注和研究。在γ-TiAl合金中適當(dāng)降低鋁的含量，加入較多的難熔合金元素，目的是想改善合金的脆性，提高合金的高溫成型加工能力和綜合力學(xué)性能，尤其是Nb和Zr等元素的加入，能夠顯著改善合金的高溫蠕變性能和抗氧化性能[7?8]。但這類合金在高溫長時間服役時的熱穩(wěn)定性能尚無定論。已有的針對 44Al-8Nb合金的研究發(fā)現(xiàn)，其力學(xué)性能在長時間熱暴露后發(fā)生了明顯的衰退[9]。Zr被認(rèn)為是比Nb更為穩(wěn)定的難熔合金元素，有助于減緩TiAl合金組織在高溫時的分解。因此，用Zr部分取代Nb，復(fù)合添加Nb-Zr對TiAl合金高溫?zé)岱€(wěn)定性的影響值得認(rèn)真探索。本文作者采用掃描電鏡和透射電鏡技術(shù)以及拉伸和高周疲勞力學(xué)性能測試手段，系統(tǒng)地研究了含4Nb-4Zr的TiAl合金在長時間高溫環(huán)境下熱暴露過程對合金組織結(jié)構(gòu)和性能穩(wěn)定性的影響，著重研究了一系列高溫?zé)岜┞短幚韺υ摵辖鸬娘@微結(jié)構(gòu)、拉伸性能以及高周疲勞性能等力學(xué)性能的影響，為進(jìn)一步發(fā)展高強(qiáng)度多元穩(wěn)態(tài)TiAl合金提供參考數(shù)據(jù)。

1 實驗

1.1 樣品準(zhǔn)備

實驗所用原材料為英國伯明翰大學(xué)提供的 4-4-1合金，其名義成分為Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B(摩爾分?jǐn)?shù)，%)。合金經(jīng)二次真空電弧重熔，并利用冷壁坩堝磁懸浮熔煉爐在保護(hù)氣氛中制成直徑為100 mm的鑄錠，對其進(jìn)行熱等靜壓處理，其工藝制度為1 260 ℃、150 MPa、4 h，以得到致密的近片層組織(NL)，然后采用電火花線切割加工，制備成尺寸為 70 mm×10 mm×10 mm和d 10 mm×70 mm 的試樣，將試樣在700 ℃下的空氣氣氛中分別進(jìn)行1 000、3 000、5 000和 10 000 h的熱暴露處理，熱暴露過程溫度偏差為±5 ℃。

1.2 顯微結(jié)構(gòu)及形貌表征

采用FEI公司的Quanta200 ESEM環(huán)境掃描電子顯微鏡(SEM)分別對熱暴露前后的試樣進(jìn)行顯微結(jié)構(gòu)分析。采用背散射電子(BSE)成像，電壓為20 kV，定量分析顯微結(jié)構(gòu)中各主要組元在隨熱暴露時間的變化。使用型號為Tecnai G F20 S?TWINd場發(fā)射透射電子顯微鏡(TEM)對合金組織形貌進(jìn)行觀察，并分析確定熱暴露過程中發(fā)生的相變反應(yīng)。采用標(biāo)準(zhǔn)電解雙噴工藝制備透射樣品，電解液溶液的成分為：65%甲醇+30%正丁醇+5%高氯酸(體積分?jǐn)?shù)，%)，雙噴溫度為?35～?25 ℃，工作電壓為 30 V。

1.3 力學(xué)性能試驗

拉伸試驗分別在室溫和 700 ℃的高溫下采用WDW3100型微機(jī)控制電子萬能試驗機(jī)進(jìn)行，試驗溫度由分布在加熱爐的上、中、下3段的熱電偶循環(huán)監(jiān)控(±5 ℃), 采用圓形截面試樣，試樣表面拋光到1 μm,每一實驗數(shù)據(jù)來自3根試樣的平均值。由于鈦鋁合金為脆性材料，在本研究中采用較低的應(yīng)變速率，其值為 0.7×10?4s?1。

四點彎曲疲勞試驗在室溫下進(jìn)行。對疲勞試樣的最大拉應(yīng)力受力面采用例行的磨拋程序，最后拋光到1 μm。每組試樣共10根。所使用設(shè)備型號為PLG?100型微機(jī)控制高頻疲勞實驗機(jī)，最小應(yīng)力與最大應(yīng)力比為0.1，試驗頻率為100～120 Hz之間。測定出材料在交變疲勞應(yīng)力作用下的最大斷裂應(yīng)力(σmax)和相應(yīng)的疲勞失效周次(N)。 當(dāng)樣品在經(jīng)歷 107周次仍然不斷裂時，則停機(jī)，此時的最大應(yīng)力定義為該規(guī)范的條件疲勞強(qiáng)度。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱暴露時間對顯微結(jié)構(gòu)的影響

合金 4-4-1的微觀組織為典型的近片層(Near lamellar)組織(見圖1)。圖1所示為未進(jìn)行熱暴露的鑄造態(tài)合金的顯微組織，由大量α2+γ層片交替重疊構(gòu)成的片層團(tuán)，少量 B2(ω)相和等軸 γ相，以及更少量的等軸α2相組成。從圖1可以看到，片層晶團(tuán)(Lamellar)占據(jù)體積分?jǐn)?shù)約為74%(見表1)，分布在片層團(tuán)的晶界處和片層團(tuán)內(nèi)部的白色塊狀組織為富含元素Nb和Zr的等軸 B2(ω)相，分布在層團(tuán)晶界處的灰色和黑色塊狀組織分別為富Al的等軸γ相和貧Al富Ti的等軸α2相[7]，此3種等軸相的體積分?jǐn)?shù)約占總體積的26%。

圖 1(b)、(c)和(d)所示分別為 1 000、3 000和10 000 h熱暴露后合金4-4-1的背散射SEM像。合金經(jīng)過1 000、3 000和10 000 h的熱暴露后，其微觀結(jié)構(gòu)在 SEM 觀察條件下看起來無明顯變化。與圖 1(a)相比，合金中白色的B2(ω)相的體積分?jǐn)?shù)似稍有增多，與此相應(yīng)，α2+γ片層晶團(tuán)體積分?jǐn)?shù)稍微減少，而等軸γ和等軸相的α2相體積分?jǐn)?shù)幾乎沒有變化。熱暴露過程中合金各組成相的體積分?jǐn)?shù)的變化和 α2+γ晶團(tuán)尺寸的變化統(tǒng)計結(jié)果均列于表 1。利用下面的公式對統(tǒng)計數(shù)據(jù)進(jìn)行了95%置信度條件下的誤差(e±)分析：

圖1 合金4-4-1的微觀組織隨熱暴露時間變化的背散射SEM像Fig.1 Back scattered SEM images of alloy 4-4-1 exposured in air at 700 ℃: (a) 0 h; (b) 1 000 h; (c) 3 000 h; (d) 10 000 h

式中：t為系數(shù)，t=2；S為標(biāo)準(zhǔn)差；N為測量次數(shù)。表1中還列出了不同高溫?zé)岜┞稌r間的α2+γ層片晶團(tuán)的尺寸?？梢钥闯?，α2+γ層片晶團(tuán)的尺寸在10 000 h的長期熱暴露過程中無明顯改變。

在掃描電鏡的 BSE模式下高放大倍數(shù)下觀察發(fā)現(xiàn)，700 ℃長期熱暴露對在α2+γ片層晶團(tuán)晶界處偏聚的等軸B2(ω)晶粒產(chǎn)生了明顯的影響。如圖2(a)所示，熱暴露前，在熱等靜壓條件下形成的 B2(ω)等軸晶粒具有胞狀組織的特征，尺寸為10 μm的晶粒其實是由若干個微米級別的 B2(ω)胞組成，胞與胞之間分布著硬脆的ω顆粒，形成胞壁。前期采用TEM詳細(xì)觀察相結(jié)構(gòu)發(fā)現(xiàn)，這種微米胞是B2+ω共生有序相結(jié)構(gòu)，其中胞內(nèi)的ω相為B82六方有序結(jié)構(gòu)，而分布于胞壁的ω相卻是一種有序度更高的D88相結(jié)構(gòu)，而且胞壁處的B2+ω較胞內(nèi)B2+ω更富集Nb和Zr[10]。在經(jīng)歷5 000 h的高溫?zé)岜┞逗?，如圖2(b)所示，這些B2(ω)胞狀結(jié)構(gòu)胞壁處具有D88相結(jié)構(gòu)的顆粒明顯長大。此外，在 B2(ω)晶內(nèi)還有微米級別深色的貧 Nb和Zr、但富Al的ω相形成。這種γ相在熱暴露過程中從原先的 B2(ω)晶內(nèi)生成的現(xiàn)象在以前的研究中已經(jīng)報道過[11]。

圖 3(a)采用 TEM 明場技術(shù)，揭示了這種 B2(ω)共生有序的胞狀結(jié)構(gòu)的組織形貌?？梢钥闯?，這些微米胞的表面平滑，胞壁卻因聚集微小尺寸的D88型ω顆粒而顯得粗糙。圖3(b)所示為取自平滑胞內(nèi)的選區(qū)電子衍射譜，證實胞內(nèi)的ω相為B82六方有序結(jié)構(gòu)，有關(guān)相結(jié)構(gòu)鑒定的具體細(xì)節(jié)可參考文獻(xiàn)[8]。圖3(c)所示的TEM明場像進(jìn)一步揭示，經(jīng)5 000 h熱暴露后，在平滑的 B2(ω)胞內(nèi)也析出了很多細(xì)小的具有 D88相結(jié)構(gòu)的ω顆粒(如箭頭所指)，該圖同樣也顯示了微米級別的γ相從B2(ω)晶內(nèi)析出的事實。圖3(d)所示為取自含有細(xì)小ω顆粒的胞內(nèi)部選區(qū)的電子衍射譜。和圖3(b)對比可以看出，經(jīng)歷700 ℃、5 000 h的大氣熱暴露后，析出的ω相是D88相結(jié)構(gòu)，具有比B82六方有序結(jié)構(gòu)更高的有序程度。

圖2 合金4-4-1的B2(ω)等軸晶粒在700 ℃大氣熱暴露0 h和5 000 h的BSE像Fig.2 BSE images of equiaxed B2(ω) grains in alloy 4-4-1 before exposure (a) and after 5 000 h exposure in air at 700 ℃(b)

圖3 合金4-4-1的B2(ω)等軸晶粒中胞狀結(jié)構(gòu)在700 ℃大氣熱暴露0 h和5 000 h的TEM明場像和B2(ω)胞內(nèi)的選區(qū)電子衍射譜Fig.3 TEM bright field (BF)images showing cell structure composed of equiaxed B2(ω) grain in alloy 4-4-1 before exposure (a)and after 5 000 h exposure in air at 700 ℃ (c) and selected area diffraction patterns ((b), (d)) in B2(ω) cell

圖4 所示分別為合金4-4-1未經(jīng)歷熱暴露和經(jīng)歷了10 000 h的熱暴露時α2+γ層片晶團(tuán)內(nèi)的α2+γ層片的TEM明場像。圖4(a)顯示0 h時晶團(tuán)內(nèi)部典型的α2+γ層片相間的組織。由圖4可以看出，層片晶團(tuán)在經(jīng)歷10 000 h熱暴露以后，一些較粗的α2片層發(fā)生了分解，形成細(xì)小的α2板條并被更細(xì)的γ板條分隔開來，如圖4(b)中箭頭所示，這表明此時發(fā)生了α2→ γ相變，由于所有新形成的 α2/γ界面與原始的 α2/γ界面是平行的，所以，這樣的分解被稱為“平行分解”。圖4中的α2和 γ板條的晶體學(xué)關(guān)系為〈1120〉α2//〈1 10〉γ。此時的片層界面基本上是共格的，其界面能量最低[12?13]。產(chǎn)生α2平行分解的熱力學(xué)原理是：鑄造工藝的冷卻特點使得該合金中形成了超過平衡態(tài)含量的α2相。在高溫長時間熱暴露時，這種亞穩(wěn)定的α2相將分解成細(xì)小的α2和γ板條，以消除多余α2相，回歸平衡[9]。

圖 4 合金 4-4-1 α2+γ片層經(jīng) 700 ℃大氣熱暴露 0 h和10 000 h后的TEM明場像Fig.4 TEM bright field images of α2+γ lamellae of alloy 4-4-1 before exposure (a) and after 10 000 h exposure in air at 700 ℃(b)

仔細(xì)觀察圖4(b)還可以看出，當(dāng)經(jīng)歷10 000 h熱暴露后，在分解中的α2+γ層片條束上形成了一些亞微米尺度的 B2(ω)相，如圖 4(b)中箭頭所指的白色塊狀物，從圖4(b)中插入的選區(qū)衍射斑點可以證明這種六方相的存在。顯然，這些地方的 B2(ω)相的生成和長大都是靠消耗相鄰的α2+γ板條而形成的，即在此處發(fā)生了α2+γ→B2(ω)相變。值得注意的是，在合金4-4-1中很少觀察到單個粗大的α2板條分解成B2(ω)相的現(xiàn)象，即“垂直分解”現(xiàn)象。這與HUANG和CONG[9]在研究合金Ti-44Al-8Nb-1B時得到的結(jié)果不同。

圖5 合金4-4-1片層晶團(tuán)內(nèi)α2+γ片層組織在700 ℃大氣熱暴露0 h和10 000 h后的BSE像Fig.5 BSE images of α2+γ lamellae colonies of alloy 4-4-1 before exposure (a) and after 10 000 h exposure in air at 700 ℃ (b)

圖5 所示為熱暴露0 h和10 000 h后α2+γ層片晶團(tuán)內(nèi)層片形貌的典型BSE像。廣泛的SEM觀察發(fā)現(xiàn)，在經(jīng)歷了10 000 h的熱暴露后，α2+γ層片晶團(tuán)中的α2層片的平行分解和 α2+γ層片條束上形成 B2(ω) 塊狀相的這兩種相變(α2→α2+γ和 α2+γ→B2(ω)進(jìn)行得并不是很普遍。圖 5(a)顯示的白色組織是經(jīng)熱等靜壓處理后在晶團(tuán)邊界偏聚的B2(ω)，但α2+γ層片上沒有這種白色的有序共生脆性相。經(jīng)歷10 000 h的熱暴露后，并未發(fā)現(xiàn)α2片層的廣泛分解，雖然有細(xì)小的B2(ω)晶塊出現(xiàn)在晶團(tuán)邊界，甚至晶團(tuán)內(nèi)部。但和合金Ti-Al-8Nb-1B的情況相比[7]，這樣生成的B2(ω)的體積分?jǐn)?shù)并不高。

2.2 熱暴露時間對拉伸性能的影響

合金4-4-1的在室溫和700 ℃高溫的拉伸性能分別示于圖 6(a)和(b)。從圖 6(a)可以看出，合金 4-4-1的室溫拉伸強(qiáng)度(σ0.1)和 0.1%條件屈服強(qiáng)度(σs)相對較高，前者在650 MPa以上，后者也達(dá)到了620 MPa。但是，該合金的室溫塑性(δ)很差，這和合金 4-4-1含有較高體積分?jǐn)?shù)的硬脆的 B2(ω)等軸晶粒有關(guān)。這些硬脆晶粒主要是偏聚在片層晶團(tuán)的晶界處。Zr被認(rèn)為是強(qiáng)烈穩(wěn)定ω相的元素[14]，添加4%(摩爾分?jǐn)?shù))的Zr使得該合金出現(xiàn)8%(體積分?jǐn)?shù))的B2(ω)胞狀結(jié)構(gòu)，其中，高有序度的ω相(D88型)呈細(xì)小顆粒偏聚于胞壁。這樣，在硬脆的B2(ω)胞周圍形成更脆的ω顆粒組成的網(wǎng)絡(luò)。這會明顯降低合金4-4-1的塑性變形能力。

圖6 合金合金4-4-1的拉伸性能Fig.6 Tensile properties of 4-4-1 alloy exposed at room temperature (a) and 700 ℃ in air (b)

拉伸結(jié)果表明，隨著高溫?zé)岜┞稌r間的增加，合金 4-4-1的室溫拉伸性能的變化不大，其伸強(qiáng)度基本維持在650 MPa左右，而0.1%條件屈服極限基本維持在630 MPa左右。這說明，合金4-4-1的室溫強(qiáng)度對熱暴露并不敏感。在室溫條件下，合金 4-4-1的塑性伸長率的整體水平較低，在長期的700 ℃大氣熱暴露過程中，室溫塑性也一直維持在很低的水平，據(jù)此很難判斷熱暴露的影響。但在700 ℃的高溫拉伸實驗中(見圖6(b))可以觀察到，合金4-4-1的塑性伸長率隨熱暴露時間增加而呈逐漸下降的趨勢。同時，700 ℃的拉伸強(qiáng)度和 0.1%條件屈服極限也隨熱暴露時間略有降低。根據(jù)顯微組織的變化，合金 4-4-1塑性持續(xù)下降的主要原因應(yīng)該是晶界偏聚的 B2(ω)胞狀結(jié)構(gòu)在熱暴露過程中的變化。如前所述，隨著大氣熱暴露時間的增加，B2(ω)胞周圍形成硬脆的顆粒開始逐漸粗化，而且在胞內(nèi)也大量析出硬脆的D88型ω顆 粒[15]。這些均對合金 4-4-1的塑性變形能力不利。對顯微組織的觀察認(rèn)為，這種熱暴露脆化與 α2+γ層片晶團(tuán)內(nèi) α2層片的平行分解和α2+γ層片熔合形成B2(ω)塊狀相關(guān)系不大。因為這兩種相變在合金 4-4-1中進(jìn)行得并不廣泛。

2.3 熱暴露時間對疲勞性能的影響

圖7 合金4-4-1的疲勞性能Fig.7 Fatigue properties of alloy 4-4-1

合金 4-4-1在經(jīng)過一系列的熱暴露后的四點彎曲室溫疲勞(S—N)曲線如圖7所示。由圖7可以看出，在未進(jìn)行熱暴露的情況下，它的最大應(yīng)力—疲勞周次關(guān)系處于較低的應(yīng)力水平，熱暴露后，該關(guān)系對應(yīng)的應(yīng)力值呈現(xiàn)增加的趨勢，而這個趨勢在10 000 h的熱暴露后變得更為明顯。這樣看來，合金 4-4-1的疲勞抗力對長期高溫?zé)岜┞端霈F(xiàn)的顯微組織的變化并不特別敏感，包括B2+ω的脆化變化、α2+γ層片晶團(tuán)內(nèi)α2層片的平行分解和α2+γ層片熔合形成B2(ω)塊狀相均未對合金 4-4-1的疲勞強(qiáng)度構(gòu)成傷害。相反，該合金出現(xiàn)了一種“熱暴露疲勞強(qiáng)化”現(xiàn)象。目前的工作尚難對這種強(qiáng)化現(xiàn)象給出合理的解釋。這種現(xiàn)象的具體原因需要進(jìn)一步研究。

但是，仔細(xì)觀察疲勞實驗數(shù)據(jù)發(fā)現(xiàn)，熱暴露后，樣品斷裂時的最大應(yīng)力表現(xiàn)出較大幅度的波動。如圖7所示，在1 000 h熱暴露后，在490 MPa最大應(yīng)力作用下，該樣品的壽命可以不足 104而也可超過 107周次。同時也發(fā)現(xiàn)，在5 000 h熱暴露后，在同樣的最大應(yīng)力作用下，樣品的疲勞壽命可以小于 104，也可以大于107。10 000 h后，疲勞數(shù)據(jù)的分散程度更為明顯。這表明，在實驗過程中，合金 4-4-1的疲勞性能數(shù)據(jù)受到了多種因素的影響。這些因素包括樣品加工缺陷、最大受力面上的缺陷、樣品最大受力面上可能存在的粗大硼化物、晶界處的等軸晶粒以及樣品邊緣的加工缺陷等。它們往往可能成為微裂紋萌生源，其作用甚至可以掩蓋熱暴露過程中的“組織脆化”對疲勞抗力的作用，從而使得疲勞斷裂的數(shù)據(jù)出現(xiàn)如此的分散現(xiàn)象。

3 結(jié)論

1) 合金4-4-1在熱等靜壓條件下呈現(xiàn)典型的近片層組織，該組織由大量的α2+γ層片晶團(tuán)、分布在層片晶團(tuán)晶界處的少量B2(ω)相和γ相和更少量的等軸α2相組成。

2) 經(jīng)過長時間的熱暴露，合金中B2(ω)相的體積分?jǐn)?shù)稍有增加，α2+γ片層晶團(tuán)體積分?jǐn)?shù)稍微減少，而等軸γ相和等軸α2相的體積分?jǐn)?shù)無明顯變化。

3) 合金中的B2(ω)相具有胞狀組織特征，其中胞內(nèi)ω相為B82六方有序結(jié)構(gòu)，胞壁處ω相卻是一種有序度更高的D88相結(jié)構(gòu)。長期的大氣高溫?zé)岜┞秾?dǎo)致胞壁處具有D88相結(jié)構(gòu)顆粒明顯長大，且胞內(nèi)也析出大量具有 D88相結(jié)構(gòu)的顆粒。此外，在 B2(ω)晶內(nèi)還有微米級別的ω相形成。

4) 經(jīng)過10 000 h的熱暴露以后，在合金中的α2+γ層片晶團(tuán)中會發(fā)生兩種相變(α2→γ和 α2+γ→B2(ω))，這表明合金Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B中的α2+γ層片組織比合金Ti-44Al-8Nb-1B中的層片組織穩(wěn)定。

5) 在10 000 h的熱暴露過程中，合金的拉伸強(qiáng)度和 0.1%條件屈服強(qiáng)度變化不大，始終保持在較高水平，然而塑性伸長率明顯降低。這與 B2(ω)胞狀組織內(nèi)脆性的ω顆粒的明顯長大和相結(jié)構(gòu)變化有關(guān)。

6) 經(jīng)過10 000 h熱暴露處理以后，合金的室溫疲勞極限并沒有因合金脆性增加而降低。相反，還有所提高。

REFERENCES

[1] CHAN K S, WANG P, BHATE N, KUMAR K S. Intrinsic and extrinsic fracture resistance in lamellar TiAl alloys[J]. Acta Materialia, 2004, 52(15): 4601?4614.

[2] 張永剛, 韓雅芳, 陳國良. 金屬間化合物結(jié)構(gòu)材料[M]. 北京:國防工業(yè)出版社, 2001: 705.ZHANG Yong-gang, HAN Ya-fang, CHEN Guo-liang.Intermetallic compound material of construction[M]. Beijing:National Defence Industrial Press, 2001: 705.

[3] KUMPFERT J, KIM Y W, DIMIDUK D M. Effect of microstructure on fatigue and tensile properties of the gamma TiAl alloy Ti-46.5Al-3.0Nb-2.1Cr-0.2W[J]. Materials Science and Engineering A, 1995, 192/193: 465?473.

[4] CHAN K S, KIM Y W. Effects of lamellae spacing and colony size on the fracture resistance of a fully-lamellar TiAl alloy[J].Acta Metallurgica et Materialia, 1995, 43(2): 439?451.

[5] 賀躍輝, 黃伯云, 周科朝. TiAl基合金顯微組織對高溫拉伸力學(xué)性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 1997, 7(1): 75?79.HE Yue-hui, HUANG Bai-yun, ZHOU Ke-chao. Effects of microscopic structure on high temperature tensile mechanical property of TiAl-based alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 1997, 7(1): 75?79.

[6] 張喜燕, 趙永慶, 白晨光. 鈦合金及應(yīng)用[M]. 北京: 化學(xué)工業(yè)出版社, 2005: 145?151.ZHANG Xi-yan, ZHAO Yong-qing, BAI Chen-guang. Titanium alloy and application[M]. Beijing: Chemical Industry Press,2005: 145?151.

[7] CHENG T T, LORETTO M H. The decomposition of the beta phase in Ti-44Al-8Nb and Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si alloys[J].Acta Materialia, 1998, 46(13): 4801?4819.

[8] 王桂生, 田榮璋. 鈦的應(yīng)用技術(shù)[M]. 長沙: 中南大學(xué)出版社,2007: 82?86.WANG Gui-sheng, TIAN Rong-zhang. Applied technology of titanium[M]. Changsha: Central South University Press, 2007:82?86.

[9] HUANG Ze-wen, CONG Tao. 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: 161?172.

[10] HUANG Ze-wen. Ordered ω phases in a 4Zr-4Nb-containing TiAl-based alloy[J]. Acta Materialia, 2008, 56: 1689?1700.

[11] CHENG T T. Effects of thermal exposure on the microstructure and properties of α γ-TiAl based alloy containing 44Al+4Nb+4Zr+0.2Si+0.3B[J]. Intermetallics, 1999, 7: 995?999.

[12] APPEL F, BEAVEN P A, WAGNER R. Deformation processes related to interfacial boundaries in two-phase gamma-titanium aluminides[J]. Acta Metall Mater, 1993, 41: 1721?1725.

[13] APPEL F, BROSSMANN U, CHRISTOPH U, EGGERT S,JANSCHEK P, LORENZ U, MULLAUER J, OEHRING M,PAUL J D H. Recent progress in the development of gamma titanium aluminide alloys[J]. Advanced Engineering Materials,2000, 11(2): 699?720.

[14] JIANG H, HU D, WU X. Thermal stability of the omega phase in Zr-containing TiAl alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 475: 134?138.

[15] 孫紅亮, 葉 飛, 黃澤文, 朱得貴. 等溫?zé)徨憣︹変員iAl合金組織和力學(xué)性能的影響[J]. 稀有金屬, 2009, 33(4): 472?476.SUN Hong-liang, YE Fei, HUANG Ze-wen, ZHU De-gui. Effect of isothermal forging on microstructure and mechanical properties of 44Al+4Nb+4Zr+0.2Si+1B alloys[J]. Rare Metals,2009, 33(4): 472?476.

Effect of thermal exposure on microstructure and mechanical properties of Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B alloy

ZHU Xiao-long, HUANG Ze-wen
(Key Laboratory of Advanced Technologies of Materials, Ministry of Education,Southwest Jiaotong University, Chengdu 610031, China)

The effect of thermal exposure at 700 ℃ in air for 10 000 h on the microstructure and mechanical properties of Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B alloy was investigated using scanning electron microscopy and transmission electron microscopy and tensile and high cycle fatigue test. The results show that the decomposition of α2lamellae through α2→γ and the formation of B2(ω) through α2+γ→B2(ω) are not prevail inside the α2+γ colonies. This tends to suggest that the α2+γ lamellae are at a high level of thermodynamic stability. B2(ω) grains consist of many micron-sized cells, in which ω particles with D88highly ordered structure in cell-wall regions grow significantly during the long-term exposure. Such D88-ω particles also form widely inside the cells. Moreover, the micron-sized equiaxed γ phase also precipitates from B2(ω) grains. The tensile ductility in the exposed alloy reduces remarkably. While the long-term exposure does not cause detrimental effect on tensile strength and high cycle fatigue limit. The proof stress is still at level of larger than 600 MPa,while fatigue limit increases noticeably after 10 000 h exposure.

TiAl-based alloy; thermal exposure; microstructure; mechanical property

TG146.4

A

1004-0609(2011)12-3042-08

國家自然科學(xué)基金資助項目(50971106)

2010-10-26；

2011-04-02

黃澤文，教授；電話：13679083423；E-mail: zxl200402040113@163.com

(編輯 李艷紅)