張 馳，王 巖，趙守鑫，王家文，陳鈺青

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-TiAl基合金球磨粉放電等離子燒結(jié)行為

張 馳1，王 巖1，趙守鑫2，王家文3，陳鈺青1

(1. 中南大學(xué)航空航天學(xué)院，長沙 410083；2. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；3. 中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083)

采用機(jī)械球磨方法和放電等離子燒結(jié)(SPS)技術(shù)制備Ti-45Al-7Nb-0.3W(摩爾分?jǐn)?shù)，%)合金。利用XRD、SEM及TEM等分析方法對(duì)球磨處理前后粉末的形貌、相組成以及SPS燒結(jié)體的顯微組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察和分析，并研究該球磨合金粉SPS燒結(jié)的致密化過程。結(jié)果表明：氣霧化TiAl-Nb基合金粉末經(jīng)球磨處理后，粉末產(chǎn)生大量變形、脆性斷裂現(xiàn)象，粉末粒度明顯減?。磺蚰ヌ幚硎狗勰┲械南嘞?、相減少、相增多。TiAl-Nb基合金球磨粉在520 ℃就開始快速SPS致密化過程，在1000 ℃即可基本達(dá)到完全致密；而在500 ℃加熱時(shí)，球磨粉燒結(jié)熱膨脹現(xiàn)象消失，體積收縮明顯，這主要與球磨處理后粉末內(nèi)部大量缺陷引起的回復(fù)過程有關(guān)。TiAl-Nb基合金球磨粉SPS燒結(jié)體呈現(xiàn)由相和2相構(gòu)成的雙相組織，并且隨著燒結(jié)溫度的提高，2相含量有所增加；球磨處理后，粉末SPS燒結(jié)體中2/片層結(jié)構(gòu)的形成受到抑制。

-TiAl基合金球磨粉；放電等離子燒結(jié)；致密化；顯微組織；相轉(zhuǎn)變

-TiAl基合金具有較高的比強(qiáng)度、比彈性模量以及良好的抗蠕變、抗氧化性能等，被認(rèn)為是一種理想的航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)用輕質(zhì)耐高溫結(jié)構(gòu)材料[1?2]。放電等離子燒結(jié)(SPS)作為一種新型的粉末冶金燒結(jié)技術(shù)，具有燒結(jié)時(shí)間短、成型速度快、材料利用率高等優(yōu)勢，可實(shí)現(xiàn)燒結(jié)樣品均勻致密[3]。同時(shí)，SPS燒結(jié)致密化時(shí)產(chǎn)生的焦耳熱和外加壓力下的塑性變形，以及顆粒間高能脈沖電流瞬時(shí)產(chǎn)生的局部高溫，會(huì)對(duì)燒結(jié)過程產(chǎn)生極大的促進(jìn)作用，有利于燒結(jié)溫度的降低[4?6]。但目前有關(guān)SPS燒結(jié)的致密化機(jī)理尚不十分清楚，國內(nèi)外針對(duì)SPS燒結(jié)致密化機(jī)理進(jìn)行系統(tǒng)研究的文獻(xiàn)也相對(duì)較少[7]。

關(guān)于-TiAl基合金粉末的SPS制備、尤其是氣霧化-TiAl基合金粉末的制備，國內(nèi)外已有大量的研 究[8?13]。GUYON等[9]的研究表明，氣霧化-TiAl基合金在SPS燒結(jié)過程中首先通過粉末顆粒之間的滑動(dòng)實(shí)現(xiàn)緊密堆積，隨后的致密化過程主要依靠變形來完成，而變形機(jī)制與粉末原始組織結(jié)構(gòu)有關(guān)。JABBAR 等[10?11]對(duì)氣霧化G4合金粉的研究也證明，SPS過程中的致密化主要是靠粉末的塑性變形來完成的。WANG等[12]的研究認(rèn)為，在燒結(jié)溫度為1000 ℃時(shí)，氣霧化TiAl-Nb粉末顆粒之間的重排是其主要的SPS致密化機(jī)理，塑性變形起次要作用；而在1200 ℃燒結(jié)時(shí)，塑性變形起到主要作用，同時(shí)相鄰顆粒間放電產(chǎn)生的局部融化和表面膨脹也有利于致密化過程的進(jìn)行。COURET等[13]的研究還發(fā)現(xiàn)，粉末原始顆粒尺寸對(duì)其SPS致密化行為也有著重要影響。

目前，有關(guān)球磨態(tài)-TiAl基合金粉的SPS燒結(jié)行為的研究十分有限。球磨作為一種重要的預(yù)合金粉末制備技術(shù)，能夠獲得高表面能且顆粒細(xì)小的粉末，這對(duì)于粉末燒結(jié)體的相、組織和力學(xué)性能等均會(huì)有顯著的影響。XIAO等[14]采用雙步球磨和放電等離子燒結(jié)方法研究了Ti-47%Al合金的燒結(jié)行為，研究發(fā)現(xiàn)在1000 ℃燒結(jié)時(shí)，其SPS燒結(jié)體呈現(xiàn)出等軸狀的細(xì)晶組織(約100~250 nm)。GUYON等[9]對(duì)比研究氣霧化和高能球磨Ti-48Al-2Cr-2Nb粉末的SPS燒結(jié)致密化行為，結(jié)果表明：機(jī)械球磨粉末的SPS燒結(jié)致密化溫度低于氣霧化粉末的SPS燒結(jié)致密化溫度。本文作者以高鈮-TiAl基合金成分為研究對(duì)象，對(duì)球磨處理前后的合金粉末進(jìn)行表征，系統(tǒng)研究球磨粉在不同SPS溫度下的相轉(zhuǎn)變和組織演變規(guī)律，分析其致密化過程，并探討球磨處理對(duì)合金粉末放電等離子燒結(jié)行為的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用氣霧化合金粉末名義成分為Ti-45Al-7Nb- 0.3W(摩爾分?jǐn)?shù)，%)，粉末粒度為74~150 μm。將氣霧化合金粉末進(jìn)行高能球磨處理，具體過程為：取75~150 μm的氣霧化合金粉末50 g、不同粒徑氧化鋯球250 g，其球料比為5:1，采用剛玉球磨罐在行星式球磨機(jī)中加無水乙醇濕磨；球磨機(jī)采用交替運(yùn)行方式，運(yùn)行30 min停止15 min，運(yùn)行轉(zhuǎn)速為200 r/min，球磨時(shí)間為5 h；球磨后將粉末烘干。SPS實(shí)驗(yàn)在德國FCT生產(chǎn)的HP D 25/3型放電等離子燒結(jié)爐中進(jìn)行，將球磨粉末60 g裝入圓柱形石墨模具中進(jìn)行燒結(jié)，SPS溫度分別為1000、1100、1200 ℃，升溫速率為100 ℃/min，保溫時(shí)間為10 min，壓強(qiáng)為40 MPa。最終獲得的SPS燒結(jié)試樣的尺寸約為40 mm×10 mm。

利用D/max 2550VB+型X射線衍射儀對(duì)球磨粉末的相成分進(jìn)行分析，采用銅靶K輻射，衍射角()范圍為20°~90°，步長為0.02 (o)。利用Quanta FEG 250型場發(fā)射環(huán)境掃描電子顯微鏡(SEM)分別對(duì)球磨粉末的形貌以及粉末燒結(jié)體的微觀組織進(jìn)行觀察。該型電鏡高真空下二次電子像分辨率為1.0 nm，背散射電子像分辨率為2.5 nm。首先用TECNAI G2 20 S-Twin型透射電鏡系統(tǒng)進(jìn)行燒結(jié)體微區(qū)分析，TEM加速電壓為20~200 kV。采用水磨砂紙將線切割切成的厚度為0.5 mm的薄片手工打磨至80 μm以下，然后采用雙噴減薄技術(shù)制備TEM樣品，減薄用腐蝕液為5%高氯酸、35%正丁醇和60%甲醇(體積分?jǐn)?shù))的混合液，雙噴減薄溫度為?25~30 ℃、電壓為25 V。粉末燒結(jié)體的密度采用阿基米德排水法測量，孔隙度在Quadrasorb Sl?3MP型全自動(dòng)3站比表面及孔隙度分析儀上測定。

2 結(jié)果與分析

2.1-TiAl基合金粉末的形貌及相組成

圖1所示為氣霧化和球磨-TiAl合金粉末的SEM像。由圖1(a)和(b)可見，氣霧化粉末多呈球狀或橢球狀，粉末表面完整，部分表面存在衛(wèi)星式結(jié)構(gòu)。經(jīng)球磨處理后，合金粉末的粒徑明顯變小，其表面受到嚴(yán)重的破壞，形成為橢球片狀(見圖1(c))，并伴有較多不規(guī)則的粉末小顆粒出現(xiàn)。部分大顆粒表面有脆性斷裂留下的斷口組織(見圖1(d))，這表明該條件下的球磨過程中主要發(fā)生的是脆性斷裂，粉末間因焊合而團(tuán)聚的現(xiàn)象較少。

圖1 不同狀態(tài)γ-TiAl基合金粉末的SEM像

圖2所示為氣霧化(74~150μm)和球磨-TiAl合金粉末的XRD譜。由圖2可知，氣霧化粉末和球磨粉末的相組成均以相為主，并伴有少量的相；氣霧化粉末中還發(fā)現(xiàn)了微量的相存在。經(jīng)球磨處理后，粉末中相的衍射峰強(qiáng)度減弱并寬化，而相的衍射峰消失。KUMARAN等[15]的研究認(rèn)為，這主要與球磨過程中晶粒發(fā)生塑性變形和晶粒細(xì)化有關(guān)。同時(shí)球磨處理使高溫穩(wěn)定相相在機(jī)械活化作用下轉(zhuǎn)化為相消失，有研究認(rèn)為這與氧的存在有關(guān)。

圖2 不同狀態(tài)γ-TiAl基合金粉末的XRD譜

2.2 不同燒結(jié)制度下-TiAl基合金球磨粉的SPS致密化過程

圖3所示為TiAl-Nb基合金球磨粉在不同制度下的SPS曲線。由于SPS曲線記錄了燒結(jié)過程中溫度()、壓強(qiáng)()、石墨壓頭的位移()、時(shí)間()等工藝參數(shù)的實(shí)時(shí)數(shù)據(jù)，故能準(zhǔn)確地表示出燒結(jié)過程中各個(gè)參量隨時(shí)間變化的特點(diǎn)。其中石墨壓頭的位移值()能直接反映出合金的致密狀態(tài)，故按照?qǐng)D3中位移曲線隨時(shí)間的變化特點(diǎn)可將TiAl-Nb基合金球磨粉SPS曲線分為4個(gè)部分：

1) 粉末顆粒的重排階段(見圖3中所示階段①)：此階段溫度很低且壓強(qiáng)不斷增大，在壓力的作用下，TiAl-Nb基合金球磨粉發(fā)生滑移或重排，從隨機(jī)封裝狀態(tài)向緊密封裝狀態(tài)轉(zhuǎn)變，進(jìn)而導(dǎo)致位移值的快速增加。由于粉末顆粒之間的空隙被填充，粉末顆粒的排列更為緊密化，故可獲得具有一定致密度的燒結(jié)體，壓力在此階段內(nèi)對(duì)粉末的致密化起到主要的作用。

2) 粉末熱膨脹階段(見圖3中所示階段②)：由于SPS燒結(jié)設(shè)備采用紅外測溫系統(tǒng)，對(duì)于400 ℃以下的溫度無法測定，故圖中所顯示的400 ℃溫度段在實(shí)際上存在一個(gè)緩慢的加熱升溫過程。由圖3可知，在這一階段，雖然TiAl-Nb基合金球磨粉易發(fā)生熱膨脹，但并未出現(xiàn)膨脹引起的位移減小，而是在前期呈現(xiàn)出一段平穩(wěn)的位移曲線，此時(shí)，壓強(qiáng)、溫度(400 ℃以下)對(duì)燒結(jié)體的致密化幾乎沒有貢獻(xiàn)。而隨著溫度的升高，TiAl-Nb基合金球磨粉內(nèi)部發(fā)生了回復(fù)過程，導(dǎo)致其燒結(jié)體密度升高、體積收縮，曲線位移有一定地增加；當(dāng)溫度升高至520 ℃左右時(shí)，燒結(jié)體開始進(jìn)入一個(gè)快速的致密化過程。

3) 快速致密階段(見圖3中所示階段③)：此階段內(nèi)，溫度進(jìn)一步升高，TiAl-Nb基合金球磨粉燒結(jié)體發(fā)生了快速致密，從而使石墨壓頭的位移值快速增加。圖3中分別繪出快速致密階段開始溫度start和位移變化速率最大值對(duì)應(yīng)的溫度end。GUYON等[9]的研究表明，粉末球磨過程會(huì)促進(jìn)粉末相轉(zhuǎn)變溫度降低200 ℃左右，因而在這一階段的致密化過程中，溫度會(huì)促使共析轉(zhuǎn)變和固溶體脫溶發(fā)生，在保溫時(shí)還會(huì)發(fā)生再結(jié)晶以及晶粒長大等。

4) 收縮及回彈階段(見圖3中所示階段④)：此階段內(nèi)，SPS燒結(jié)溫度的快速下降會(huì)使TiAl-Nb基合金球磨粉燒結(jié)體發(fā)生收縮；同時(shí)，由于卸載的原因，會(huì)出現(xiàn)回彈的現(xiàn)象，位移曲線下降后又有所回升。

圖3 不同燒結(jié)溫度下γ-TiAl基合金球磨粉SPS燒結(jié)曲線

對(duì)比圖3的3組SPS曲線可知，只有在1200 ℃時(shí)出現(xiàn)了最快速致密化溫度end，其溫度為1160 ℃。測量結(jié)果表明：隨著燒結(jié)溫度的提高，球磨粉末燒結(jié)體密度(約4.22 g/cm3)和開孔率(0.1%)幾乎不變，這是由于粉末顆粒粒徑較小，SPS燒結(jié)體已經(jīng)基本達(dá)到完全致密的程度。圖3(a)中曲線的第二階段停留時(shí)間明顯長于圖3(b)和圖(c)的，這是由于初次試驗(yàn)時(shí)(1200 ℃)，發(fā)熱體與室溫溫差大，快速的加熱容易損壞發(fā)熱體，故需要在低溫狀態(tài)保溫一段時(shí)間；而隨著試驗(yàn)的進(jìn)行(1100 ℃和1000 ℃)，這一保溫階段可以相對(duì)地縮短。

由以上結(jié)果可知，球磨處理使粉末顆粒發(fā)生大量變形、內(nèi)部缺陷密度顯著增加。同時(shí)，由于球磨粉內(nèi)部具有較高的位錯(cuò)密度，使TiAl-Nb基合金在燒結(jié)過程中發(fā)生的共析反應(yīng)、固溶過程得到促進(jìn)，導(dǎo)致升溫過程中在較低溫度即開始有明顯的體積收縮。因此，球磨處理顯著降低了TiAl-Nb基合金粉末SPS致密化過程的起始溫度，促進(jìn)了整個(gè)SPS致密化過程的進(jìn)行。

2.3 不同燒結(jié)制度下-TiAl基合金球磨粉SPS相轉(zhuǎn)變和組織演變

圖4所示為不同燒結(jié)制度下-TiAl基合金球磨粉SPS燒結(jié)體的XRD譜。由圖4可知，不同燒結(jié)制度下粉末燒結(jié)體的相組成均以相為主，同時(shí)還存在一定量的2相。隨著燒結(jié)溫度的提高，不同衍射角所對(duì)應(yīng)的2相衍射峰的強(qiáng)度有一定幅度地增加。

圖4 不同燒結(jié)溫度下γ-TiAl基合金球磨粉SPS燒結(jié)體XRD譜

分析可知，造成TiAl-Nb基合金球磨粉在實(shí)驗(yàn)溫度范圍內(nèi)存在一定含量2相的原因主要與球磨處理導(dǎo)致的粉末內(nèi)部位錯(cuò)密度和畸變能的增加有關(guān)。據(jù)FISCHER等[16]的研究，2+→+轉(zhuǎn)變過程中缺陷對(duì)該轉(zhuǎn)變的貢獻(xiàn)要大于擴(kuò)散的作用，這很好地闡釋了球磨粉燒結(jié)體在低溫下也存在明顯的2相衍射峰的原因，即球磨處理使粉末內(nèi)部產(chǎn)生大量畸變，儲(chǔ)能增加，畸變能有效地促進(jìn)了該轉(zhuǎn)變的形核過程，從而導(dǎo)致了該轉(zhuǎn)變溫度的降低。此外，球磨處理過程中不可避免的引入了一定含量的O元素，經(jīng)測量，球磨處理后粉末的氧含量由處理前(氣霧化粉末)的0.08%增加至0.62%。O元素作為強(qiáng)穩(wěn)定元素，對(duì)2相含量的增加也起到了一定的作用。結(jié)合相圖可知[17]，在+相區(qū)，溫度越高相含量也應(yīng)越高，故隨著SPS燒結(jié)溫度的提高，TiAl-Nb基合金球磨粉中2相含量有所增加。

圖5所示為不同燒結(jié)溫度下-TiAl基合金球磨粉SPS燒結(jié)體的SEM-BSE像。由圖5可知，粉末SPS燒結(jié)體內(nèi)部均未發(fā)現(xiàn)明顯的燒結(jié)孔隙存在，表明燒結(jié)體致密度良好。經(jīng)1000 ℃SPS燒結(jié)后(見圖5(a))，TiAl-Nb基合金球磨粉末間及粉末內(nèi)部析出了大量的相(圖5中暗襯度相)，燒結(jié)體組織主要由細(xì)小的晶和2晶組成，這與XIAO等[18]報(bào)道的Ti-45Al-5.5 (Cr,Nb,B,Ta)球磨粉末在相同溫度條件下的SPS燒結(jié)體基本組織一致。通過對(duì)原始粉末顆粒邊界(Previous particle boundary，PPB)的高倍SEM觀察可知(如圖5(a)左上角所示)，不規(guī)則片狀的球磨粉末在燒結(jié)過程中發(fā)生了球化。結(jié)合相應(yīng)的EDS分析還發(fā)現(xiàn)，粉末相接觸區(qū)域的黑色襯度顆粒相為富Al的氧化物相。這是由于SPS燒結(jié)過程中，在脈沖電流的作用下，球磨TiAl-Nb合金粉末顆粒相互接觸的區(qū)域會(huì)產(chǎn)生大量焦耳熱，同時(shí)，在不規(guī)則球磨粉末顆粒間隙處出現(xiàn)尖端放電，甚至?xí)a(chǎn)生高溫等離子體[19]，局部的高溫使球磨粉末邊緣熔化，并在表面自由能的驅(qū)動(dòng)下進(jìn)一步球化，在粉末顆粒邊緣處還會(huì)生成低熔點(diǎn)元素Al的氧化物，導(dǎo)致SPS燒結(jié)體中的氧含量有所增加(約0.91%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))。當(dāng)SPS燒結(jié)溫度升高至1100 ℃時(shí)(見圖5(b))，TiAl-Nb基合金球磨粉燒結(jié)體組織的均勻化程度明顯提高，同時(shí)，晶和2晶的尺寸也有所增大。在1200 ℃進(jìn)行SPS燒結(jié)時(shí)(見圖5(c))，由晶和2晶構(gòu)成的燒結(jié)體組織更為清晰，且晶粒尺寸明顯增大，約為0.5~3 μm。

圖5 不同燒結(jié)溫度下γ-TiAl基合金球磨粉SPS燒結(jié)體的SEM-BSE像

由圖5還可以發(fā)現(xiàn)，在不同燒結(jié)溫度下的TiAl-Nb基合金球磨粉燒結(jié)體組織中，2晶均占據(jù)相當(dāng)?shù)谋壤?，這與之前的XRD分析結(jié)果一致(見圖4)，也符合文獻(xiàn)[20]中的SPS燒結(jié)溫度對(duì)-TiAl基合金微觀組織的影響的研究結(jié)果。分析可知，當(dāng)粉末被加熱到(+)相區(qū)時(shí)，相將會(huì)從相中析出，即發(fā)生→2+轉(zhuǎn)變。由于高能球磨過程使得球磨粉末處于高能態(tài)，促進(jìn)了相轉(zhuǎn)變成為不同晶體結(jié)構(gòu)的相，而→2的有序轉(zhuǎn)變過程更容易釋放儲(chǔ)能，因而導(dǎo)致了燒結(jié)產(chǎn)物中含有較大比例的2相。在本研究的實(shí)驗(yàn)條件范圍內(nèi)，球磨粉燒結(jié)體組織中并未出現(xiàn)如CHAI等[21]報(bào)道的近片層狀結(jié)構(gòu)，這一方面與燒結(jié)過程中的組織演化有關(guān)，另一方面，燒結(jié)體中富Al氧化物相的形成，消耗了Al元素，抑制了由擴(kuò)散控制的2+→2/片層的轉(zhuǎn)變過程，也對(duì)2/片層結(jié)構(gòu)的缺失起到了一定的作用。

圖6所示為-TiAl基合金球磨粉經(jīng)1200 ℃SPS燒結(jié)后的TEM像。由圖6可明顯觀察到再結(jié)晶的發(fā)生，以及晶粒內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的形成和第二相的析出。圖6(a)中箭頭1所示為晶粒間三叉晶界處所形成的再結(jié)晶晶核。前期的研究表明[12]，壓力作用下產(chǎn)生的變形導(dǎo)致相在TiAl-Nb基合金粉末SPS燒結(jié)過程中發(fā)生了再結(jié)晶，再結(jié)晶形核主要通過吸收變形區(qū)域中的位錯(cuò)使晶界取向差角增大而得以發(fā)展。同時(shí)，試驗(yàn)用球磨TiAl-Nb基合金粉中含有的大量缺陷也有效提高了材料的形變儲(chǔ)能，促進(jìn)了再結(jié)晶的發(fā)生，從而使材料向熱力學(xué)穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)變。從圖6(b)可以看出，在較大的相基體中存在針狀或長條狀2相，這與之前對(duì)氣霧化TiAl-Nb基合金粉末SPS燒結(jié)組織的研究結(jié)果一致[12]；同時(shí)，在兩相界面處形成錯(cuò)配位錯(cuò)(如圖6(b)右上角放大區(qū)域)，在基體內(nèi)還存在由位錯(cuò)構(gòu)成的亞結(jié)構(gòu)。TEM觀察還發(fā)現(xiàn)了相界面溶解的現(xiàn)象(如圖6(c)右上角放大區(qū)域)，預(yù)示著相轉(zhuǎn)變過程的發(fā)生。

圖6 1200 ℃下γ-TiAl基合金球磨粉SPS燒結(jié)體的TEM像

由以上分析可以得出，TiAl-Nb基合金球磨粉SPS燒結(jié)體組織形成的基本過程。在1000 ℃SPS燒結(jié)條件下，球磨粉末中的過飽和固溶體脫溶，發(fā)生→2+或者→2轉(zhuǎn)變；在焦耳熱、尖端放電和高溫等離子體等共同作用下，球磨粉末發(fā)生球化，顆粒邊緣部位出現(xiàn)低熔點(diǎn)富Al氧化物。升溫至兩相區(qū)后，一方面，由于→2的有序轉(zhuǎn)變以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等過程更容易消耗球磨及燒結(jié)過程中引入的形變儲(chǔ)能，導(dǎo)致相無法轉(zhuǎn)變成晶體結(jié)構(gòu)不同的相，進(jìn)而抑制了2/片層結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)；另一方面，雖然熱激活作用促進(jìn)了堆垛層錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使得少量針狀或長條狀2相在晶內(nèi)析出形核(如圖6(b)所示)，但原有的晶也通過晶界處位錯(cuò)的移動(dòng)與晶之間進(jìn)行擴(kuò)散作用，導(dǎo)致部分相界面的溶解(如圖6(c)所示)。此外，2相與基體之間形成的錯(cuò)配區(qū)也使得2/片層結(jié)構(gòu)的形成變得更為困難(如圖6(d)所示)；同時(shí)，O元素的存在對(duì)球磨粉末燒結(jié)體中2/片層結(jié)構(gòu)的形成也產(chǎn)生了一定的抑制作用。因此，TiAl-Nb基合金球磨粉經(jīng)SPS燒結(jié)后，形成了以晶和2晶為主的雙相燒結(jié)體組織結(jié)構(gòu)。

-TiAl基合金燒結(jié)體的致密度和組織直接影響著其力學(xué)性能的優(yōu)劣。在本研究的試驗(yàn)條件下，TiAl-Nb基合金球磨粉末SPS燒結(jié)體的密度及開孔率均約為4.22 g/cm3和0.1%，隨溫度變化不明顯，這表明通過提高SPS燒結(jié)溫度來改變致密度進(jìn)而調(diào)整力學(xué)性能的效果有限。球磨粉末SPS燒結(jié)體呈現(xiàn)出(晶+2晶)的雙相組織結(jié)構(gòu)，且隨著燒結(jié)溫度的提高，組織均勻性明顯提高，晶粒尺寸也明顯增大。由COURET等[13]的研究可知，以(+2)為基本組織的-TiAl基合金SPS燒結(jié)體在室溫下可表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和伸長率，由此可以推測，本研究所獲得的TiAl-Nb基合金球磨粉末燒結(jié)體的潛在力學(xué)性能良好。在1200 ℃的燒結(jié)溫度下，球磨粉末SPS燒結(jié)體組織均勻性較好，應(yīng)對(duì)燒結(jié)體的力學(xué)性能最為有利。但由于晶粒尺寸對(duì)-TiAl基合金的力學(xué)性能影響很大，粗化的晶粒不利于強(qiáng)度和伸長率的提高，因此，應(yīng)調(diào)整SPS燒結(jié)時(shí)間以獲得細(xì)小均勻的燒結(jié)體組織。同時(shí)，應(yīng)盡量控制TiAl-Nb基合金粉末的球磨過程，降低粉末中的O含量，盡量減小燒結(jié)過程中氧化物顆粒的形成對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生的不利影響。

3 結(jié)論

1) 氣霧化TiAl-Nb基合金粉中的主要相為相和相，并含有少量相；球磨處理后，粉末中的相消失，相增多。氣霧化TiAl-Nb基合金粉末多呈球形或橢球形，球磨處理使粉末發(fā)生大量變形、脆性斷裂，粉末粒度明顯減小。

2) TiAl-Nb基合金球磨粉SPS燒結(jié)致密化過程的起始溫度為520 ℃，并在1000 ℃時(shí)基本達(dá)到完全致密。球磨處理使TiAl-Nb基合金粉末在500 ℃以下的SPS燒結(jié)過程中產(chǎn)生體積收縮，熱膨脹現(xiàn)象消失，這主要與球磨處理后粉末內(nèi)部存在的大量缺陷有關(guān)。

3) TiAl-Nb基合金球磨粉SPS燒結(jié)體的相組成主要為相和2相，2相含量隨燒結(jié)溫度的提高呈現(xiàn)增加的趨勢；球磨粉末在SPS燒結(jié)過程中產(chǎn)生的→2有序轉(zhuǎn)變、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以及相界面的溶解等過程使得2/片層結(jié)構(gòu)的形成受到抑制。

REFERENCES

[1] SHU Shi-li, QIN Feng, XING Bin, JIN Shen-bao, WANG Jin-guo, JIANG Qi-chuan. Effect of strain rate on the compression behavior of TiAl and TiAl-2Mn alloys fabricated by combustion synthesis and hot press consolidation[J]. Intermetallics, 2013, 43: 24?28.

[2] 張 偉, 劉 詠, 黃勁松, 劉 彬, 賀躍輝. 高鈮TiAl高溫合金的研究現(xiàn)狀與展望[J]. 稀有金屬快報(bào), 2007, 26(8): 1?6. ZHANG Wei, LIU Yong, HUANG Jin-song, LIU Bin, HE Yue-hui. Research progress and prospects for refractory TiAl alloy with high Nb content[J]. Rare Metals Letters, 2007, 26(8): 1?6.

[3] LUO J S, VOISIN T, MONCHOUX J P, COURET A. Refinement of lamellar microstructures by boron incorporation in GE-TiAl alloys processed by spark plasma sintering[J]. Intermetallics, 2013, 36: 12?20.

[4] TOKITA M. Development of large-size ceramic/metal bulk FGM fabricated by spark plasma sintering[J]. Materials Science Forum, 1999, 308: 83?88.

[5] TOKITA M. Trends in advanced SPS spark plasma sintering systems and technology[J]. Journal of the Society of Powder Technology, 1993, 30: 790?804.

[6] HULBERT D M, ANDERS A, ANDERSSON J, LAVERNIA E J, MUKHERJEE A K. A discussion on the absence of plasma in spark plasma sintering[J]. Scripta Materialia, 2009, 60: 835?838.

[7] 王慶福, 張彥敏, 國秀花, 宋克興. 放電等離子燒結(jié)技術(shù)的研究現(xiàn)狀及進(jìn)展[J]. 稀有金屬與硬質(zhì)合金, 2011, 42(3): 44-47. WANG Qing-fu, ZHANG Yan-min, GUO Xiu-hua, SONG Ke-xing. The latest development and research progress of spark plasma sintering process[J]. Rare Metals and Cemented Carbides, 2011, 42(3): 44?47.

[8] WANG Y H, LIN J P, HE Y H, WANG Y L, CHEN G L. Fabrication and SPS microstructures of Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y) alloying powders[J]. Intermetallics, 2008, 16: 215?224.

[9] GUYON J, HAZOTTE A, MONCHOUX J P, BOUZY E. Effect of powder state on spark plasma sintering of TiAl alloys[J]. Intermetallics, 2013, 34: 94?100.

[10] JABBAR H, COURET A, DURAND L, MONCHOUX J P. Identification of microstructural mechanisms during densification of a TiAl alloy by spark plasma sintering[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(41): 9826?9835.

[11] JABBAR H, MONCHOUX J P, THOMAS M, COURET A. Microstructures and deformation mechanisms of a G4 TiAl alloy produced by spark plasma sintering[J]. Acta Materialia, 2011, 59(20): 7574?7585.

[12] Wang J W, Wang Y, Liu Y, Li J B, He L Z, Zhang C. Densification and microstructural evolution of a high niobium containing TiAl alloy consolidated by spark plasma sintering[J].Intermetallics, 2015, 64: 70?77.

[13] COURET A, MOLéNAT G, GALY J, THOMAS M. Microstructures and mechanical properties of TiAl alloys consolidated by spark plasma sintering[J]. Intermetallics, 2008, 16(9): 1134?1141.

[14] XIAO S L, TIAN J, XU L J, CHEN Y Y, YU H B, HAN J C. Microstructures and mechanical properties of TiAl alloy prepared by spark plasma sintering[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2009, 19(6): 1423?1427.

[15] KUMARAN S, CHANTAIAH B, SRINIVASA R T. Effect of niobium and aluminium additions in TiAl prealloyed powders during high-energy ball milling[J]. Materials Chemistry and Physics, 2008, 108(1): 97?101.

[16] FISCHER F D, WAITZ T, SCHEU C, CHA L, DEHM G, ANTRETTER T, CLEMENS H. Study of nanometer-scaled lamellar microstructure in a Ti-45Al-7.5Nb alloy experiments and modeling[J]. Intermetallics, 2010, 18(4): 509?517.

[17] 張永剛, 韓雅芝, 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, 2003: 68?78. ZHANG Yong-gang, HAN Ya-zhi, CHEN Guo-liang. Structural intermetallics[M]. Beijing: National Defend Industry Press, 2003: 68?78.

[18] XIAO S L, XU L J, YU H B, CHEN Y Y. Microstructure and mechanical properties of Ti-45Al-5.5(Cr,Nb,B,Ta) alloy sintered at different SPS temperatures[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012, 22(12): 2960?2964.

[19] BOHN R, KLASSEN T, BORMANN R. Mechanical behavior of submicron-grained-TiAl-based alloys at elevated temperatures[J]. Intermetallics, 2001, 9(7): 559?569.

[20] XIAO S L, XU L J, CHEN Y Y, YU H B. Microstructure and mechanical properties of TiAl-based alloy prepared by double mechanical milling and spark plasma sintering[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012, 22(5): 1086?1097.

[21] CHAI L H, CHEN Y Y, ZHANG L Q, LIN J P. Effect of spark plasma sintering temperature on microstructure and mechanical properties of melt-spun TiAl alloys[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012, 22(3): 166?173.

Spark plasma sintering behavior of ball-milled-TiAl based alloy powders

ZHANG Chi1, WANG Yan1, ZHAO Shou-xin2, WANG Jia-wen3, CHEN Yu-qing1

(1. School of Aeronautics and Astronautics, Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;3. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Ti-45Al-7Nb-0.3W alloy (mole fraction, %) was fabricated by mechanical milling and spark plasma sintering (SPS) technique. Using XRD, SEM, TEM methods, the morphology and phase constitution of alloy powders before and after milling as well as the microstructures of SPS sintered specimens were observed and analyzed. The densification course of the ball-milled alloy powders was also investigated. The results show that, after mechanical milling, serious plastic deformation and brittle fracture occur in the gas-atomized TiAl-Nb alloy powders, leading to the obvious decrease of its particle size.phase in the microstructure of the powders disappears, the amount ofphases decreases and that ofphases increases. For the ball-milled TiAl-Nb based alloy powders, the starting temperature of rapid SPS densification is 520 ℃, and a theoretical density can be obtained at the temperature of about 1000 ℃. When heated below 500 ℃，the sintering thermal expansion of the ball-milled powders disappears, and the shrink of the bulk becomes obviously, which are mainly related to the recovery process caused by lots of defects after ball-milling. The SPS sintered bulk of TiAl-Nb based alloy made of ball-milled powders shows a duplex microstructure composed ofphase and2phase. The content of2phases increases with the sintering temperature increasing. After ball-milling process, the formation of2/lamellar structure in the sintered body is inhibited.

-TiAl based ball-milled alloy powder; spark plasma sintering; densification; microstructure; phase transformation

Project(51301204) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(201513) supported by State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, China; Project(2016) supported by Innovation Project of Postgraduate, Central South University, China

2015-11-10; Accepted date:2016-05-05

WANG Yan; Tel: +86-731-88877495; E-mail: wangyan@csu.edu.cn

1004-0609(2016)-08-1624-08

TG146.2

A

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51301204)；中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室支持(201513)；中南大學(xué)研究生創(chuàng)新項(xiàng)目支持(2016)

2015-11-10；

2016-05-05

王 巖，副教授，博士；電話：0731-88877495；E-mail: wangyan@csu.edu.cn

(編輯 李艷紅)