高Nb-TiAl合金定向凝固组织片层取向研究(4)
非籽晶法主要是通过微量元素的合金化法来改变凝固途径的方法来弥补籽晶法的不足。在TiAl合金加入第三种元素可以改变其二元合金相图某相区的形状或范围（扩大或缩小），从而可以改变合金凝固的途径，控制初生相的形成。定向取向的全片层组织虽然具有较高的高温强度和断裂韧性，但通常呈现粗大的晶粒尺寸，于塑性非常不利，而且用籽晶制备的PST 晶体只由一个单向片层的晶粒构成如图1-1(a)所示，其片层组织在力学性能上的各向异性太强，承载方向对片层界面方向的某些偏离，即引起性能的明显下降。解决此问题的一个途径是通过非籽晶法的定向凝固，使所有片层平行于承载方向，同时，使每个柱晶晶粒沿锭纵轴转动，使其具有不同的在X-Y 面上的侧向取向以改善偏轴的性能，如图1-1(b)所示[1,6]。
用此方法制备平行于生长方向的具有细化组织全片层的γ-TiAl坯锭，在一般情况下是不可能的，目前主要是通过微量元素的合金化改变凝固途径进行探索，比如添加Nb、Mo等β稳定性元素，可使β的液相线向高铝含量方向移动[6,18]。
总之，相对于籽晶法而言，非籽晶法具有操作简单、易于控制的优点，故实验通常采用后者。
1.3 高Nb-TiAl合金的研究现状
TiAl基合金的研究开始于上世纪五十年代初期， Duwez等人首次报导了TiAl二元系合金中存在TiAl相，并测定出该相的CuAu型(L10)有序结构及其固溶范围和晶格常数与Ti/Al比的关系。1956年，美国学者McAndrew和Kesslerb报导了Ti-50Al合金的力学性能进行研究发现该合金在950°C时具有优良的抗氧化性能和抗蠕变性能，然而由于其室温塑性较低，当时未能引起人们的重视[12]。虽然一些学者开展了对TiAl基合金力学性能的研究，但由于各种原因TiAl基合金并没有被作为工程合金而得到发展。直到八十年代末，美国GE公司的Huang博士发展了第二代TiAl基合金并证明了该合金具有优良的综合力学性能[19]。此后，在全世界范围内掀起了TiAl基合金的研究热潮。
TiAl合金的优异性能，显示出其作为新一代高温材料的巨大潜力。具有定向生长的全片层TiAl合金已成为应用在航空航天发动机和涡轮机方面比较理想的工程材料[20-21]。但是普通铸态TiAl合金的抗氧化能力、抗蠕变性能、断裂韧性及室温塑性等方面限制了其在工程上应用。在这中情况下，提高TiAl合金的抗氧化能力及室温塑性成了研究的焦点。研究发现，可以通过以下两种方法来提高TiAl基合金的力学性能：(a)在TiAl基合金中添加合金化元素，如Nb、B、W、Hf、Si等，来提高其综合力学性能；(b)可以通过定向凝固的方法来改善其单向力学性能。目前，合金化元素Nb被广泛地应用在改善TiAl基合金力学性能的方面[22]。这是由于Nb是β稳定性元素，可以扩大β相区存在的范围。此外，加入适量的Nb元素，不仅可以显著提高TiAl合金的高温强度、抗氧化性能[23]和抗蠕变性能，而且还保持了TiAl合金密度较低的特点，最重要的一点是Nb元素的加入还可以在一定程度上改善TiAl合金的室温塑性。
1.3.1 Nb元素对TiAl相图的影响
对Ti-Al-Nb三元相图的研究早在 1960 年就已经开始了，由于其自身的复杂性，至今仍没有完整而准确的Ti-Al-Nb三元相图。 经过大量的研究工作，陈国良等人总结出了Nb对Ti-Al伪二元相图的作用有一下几点[12]：
(1)提高固相线约100℃；
(2)扩大β相区至高铝区，使β/β＋α相界降低50℃~70℃；
(3)Tα降低约 30℃，α相区缩小，但移向高铝区；
(4)γ相区向低铝方向移动，Ti-45Al-10Nb合金 1050℃时γ相含 45.5％Al；