TiAl基合金具有較高的比強(qiáng)度、優(yōu)異的抗氧化和蠕變性能及良好的阻燃性等優(yōu)點，近年來受到了越來越多的關(guān)注[1,2,3]。TiAl合金在600~900 ℃的溫度區(qū)間有可能部分取代高溫合金，用來制作某些航空航天結(jié)構(gòu)件以及地面動力系統(tǒng)中的轉(zhuǎn)動或往復(fù)運動結(jié)構(gòu)件，以實現(xiàn)推重比和燃油效率的大幅度提高[1]。但是TiAl合金較低的室溫塑性限制了它的應(yīng)用，雖然通過傳統(tǒng)制備方法如細(xì)晶鑄造、熱機(jī)械變形等，可以在一定程度上解決塑性低的問題，但效果依然十分有限[1,2,3,4,5]。使用定向凝固方法可以制備出由單一片層團(tuán)構(gòu)成的多孿晶合成晶體，即PST (polysynthetically twinned)晶體[6]。對PST晶體的研究[6,7,8,9,10,11,12,13]發(fā)現(xiàn)，其塑性具有較高水平(>10%)。TiAl合金PST晶體的力學(xué)性能具有明顯的各向異性[6,10]，當(dāng)片層方向平行于受力方向時具有最好的強(qiáng)度和塑性匹配[6,10,14]。但是生長得到具有上述特定取向的TiAl合金PST晶體卻很難，籽晶技術(shù)是目前控制PST晶體片層取向的最有效方法[8,9,13,15,16,17,18,19]。其中，Ti-43Al-3Si (原子分?jǐn)?shù)，%，下同)合金是最常用的籽晶成分，并已經(jīng)成功應(yīng)用于一系列合金成分的引晶生長[8,9,12,20,21,22,23]。

Johnson等[8,9]認(rèn)為，制備合格籽晶的合金需滿足2個必要條件：(1) 凝固時的初生相必須是α相；(2) 加熱和冷卻時，合金均不能穿過γ單相區(qū)。滿足上述條件的Ti-Al-Si系合金成分范圍(有效成分范圍)非常狹窄。成分偏離該有效成分范圍的合金不能實現(xiàn)合格籽晶的制備。Ti-43Al-3Si合金的成分在Johnson等[8,9]給出的有效成分范圍內(nèi)，但狹窄的成分區(qū)間給籽晶制備帶來許多工藝上的困難，特別是合金成分的準(zhǔn)確控制。羅文忠、李新中、劉榮華等[19,20,21,22,23,24,25]均在Ti-43Al-3Si籽晶的制備及引晶應(yīng)用方面進(jìn)行了大量研究，并取得實質(zhì)進(jìn)展。但是目前制備的籽晶在片層一致性和尺寸上均有不足。羅文忠等[21]直接從金屬型鑄造Ti-43Al-3Si大鑄錠上抽取籽晶。該籽晶由柱狀晶構(gòu)成，所以難以保證片層一致性。李新中課題組[22,23]從大鑄錠上抽取試棒后，再利用定向凝固爐進(jìn)行定向生長，通過控制生長速度來控制最終晶粒大小及片層取向。這樣得到籽晶的片層一致性有極大改善，但是此方法制備的籽晶尺寸較小(直徑小于3 mm)，不利于后續(xù)引晶生長[22,23]。劉榮華等[24]從金屬型鑄造制備的Ti-43Al-3Si鑄錠上抽取試棒，然后在光學(xué)浮區(qū)爐中成功制備出籽晶，并試圖通過引晶自身來制備較大尺寸的籽晶。但在籽晶引晶放大過程中，雜晶極易在不同尺寸試棒的連接拐角處形核，從而導(dǎo)致引晶失敗[24]。此外，以上3種制備過程，均采用大尺寸鑄錠作為籽晶制備的原材料。大尺寸鑄錠有較為嚴(yán)重的成分偏析。這種成分偏差易導(dǎo)致制備籽晶用試棒的局部成分偏離Johnson等[8,9]提出的有效籽晶成分范圍，不利于籽晶的片層一致性，且不利于籽晶的制備及引晶放大過程，從而加大了籽晶制備時的控制難度。

針對上述問題，本工作使用真空非自耗電弧爐制備紐扣錠，吸鑄成棒后用于定向生長。小尺寸的鑄棒有利于避免偏析導(dǎo)致的成分偏差。在籽晶引晶放大自身時，采用圓臺形試棒，借此減少籽晶與被引晶試棒在連接處的尺寸突變，從而避免雜晶形核。

籽晶的名義成分為Ti-43Al-3Si，采用0級海綿鈦、高純Al片及高純Si粒(>99.99%)為原料，首先在真空非自耗電弧爐中熔煉成40 g紐扣錠，經(jīng)吸鑄工藝后得到尺寸為直徑9 mm、長100 mm的鑄棒作為定向凝固用送料棒，吸鑄原理如圖1a所示。為保證送料棒的成分均勻性，紐扣錠需要翻轉(zhuǎn)和重熔6次以上。晶體生長實驗在FZ-T-12000-X-VP-S型光學(xué)浮區(qū)定向凝固爐中進(jìn)行，設(shè)備原理圖如圖1b所示。先將Ti-43Al-3Si送料棒以180 mm/h的速度生長，后采用線切割方法，沿該定向凝固(DS)試棒的徑向抽取若干直徑為6 mm的籽晶小塊體。去除表面氧化皮后旋轉(zhuǎn)90°，采用焊接和機(jī)械鑲嵌法連接籽晶小塊體和TiAl多晶接料棒，固定后作為初始籽晶。設(shè)計新的澆鑄模具，使用該模具可以吸鑄得到Ti-43Al-3Si合金的圓臺形試棒，其縱剖面尺寸如圖1c所示。在5 mm/h的生長速率下，利用該圓臺形試棒和初始籽晶來制備終極籽晶。在實際生長時，根據(jù)生長長度和浮區(qū)穩(wěn)定情況及時調(diào)整加熱功率，以維持熔區(qū)穩(wěn)定。

制備直徑9 mm、長100 mm的Ti-47Al合金吸鑄試棒作為送料棒，用上述制備所得終極籽晶來控制其片層取向。引晶生長時，先將籽晶頂部與送料棒底端置于光學(xué)浮區(qū)爐的有效加熱區(qū)內(nèi)，使其部分熔化后再將兩者連接，形成懸浮熔區(qū)。待熔區(qū)穩(wěn)定后，以5 mm/h的生長速率生長直至結(jié)束。所有DS試棒的最終長度控制在60~75 mm之間。將所得試棒沿縱截面剖開，經(jīng)機(jī)械磨拋后進(jìn)行腐蝕，腐蝕液為3 mL HF+5 mL HNO3+92 mL H2O混合溶液，利用Axiovert 200金相顯微鏡(OM)觀察顯微組織。采用APERO場發(fā)射掃描電鏡的背散射(BSE)模式觀察顯微組織，采用Oxford AZTEC電子能譜儀(EDS)分析物相成分。

光學(xué)浮區(qū)法生長晶體的重要前提是維持熔融浮區(qū)的穩(wěn)定，而浮區(qū)的穩(wěn)定取決于送料棒的鑄造質(zhì)量[26]。合格的送料棒必須滿足2個條件：(1) 棒體成分均勻；(2) 內(nèi)部無大尺寸鑄造空洞。送料棒的成分不均勻會導(dǎo)致不同部位間的熔點差異，這種差異會導(dǎo)致不同的熔化狀態(tài)。在穩(wěn)定生長時，熔點偏高的部位會熔化不完全，甚至出現(xiàn)局部固態(tài)殘留，這不利于熔融浮區(qū)穩(wěn)定；熔點偏低的部位會出現(xiàn)過熔現(xiàn)象，這將導(dǎo)致局部表面張力過小，進(jìn)而導(dǎo)致溶液滴淌。為保證制得送料棒的成分均勻性，本工作采用電弧熔煉制備小尺寸紐扣錠并采用真空吸鑄紐扣錠成棒的工藝。在吸鑄操作前，紐扣錠會翻轉(zhuǎn)和重熔6次以上，以保證成分的均勻性。真空吸鑄工藝具有填充快、冷速高的優(yōu)點，可以避免因凝固導(dǎo)致的成分不均，所以采用這種工藝制備出的送料棒具有很高的成分均勻性。

實際吸鑄操作時，常發(fā)生填充不完全現(xiàn)象，這導(dǎo)致吸鑄所得棒體內(nèi)存在較大尺寸的鑄造空洞。在光學(xué)浮區(qū)爐中生長時，懸浮熔區(qū)行進(jìn)至鑄造空洞處易失穩(wěn)甚至斷開。所以如何改善吸鑄工藝，提高鑄造質(zhì)量，避免吸鑄棒中的大尺寸鑄造空洞是開展定向凝固研究的重要前提。然而TiAl合金具有熔點高、反應(yīng)活性強(qiáng)、黏度大的特點，導(dǎo)致TiAl合金的可鑄性很差。并且本工作目標(biāo)試棒的尺寸為直徑9 mm、長100 mm，長徑比的數(shù)值較大，進(jìn)一步加大了吸鑄難度。為解決上述難題，本工作采用熱傳導(dǎo)性能好和熱容大的難熔金屬材料來制備吸鑄坩堝；采用帶有壓差的吸鑄方法來制備目標(biāo)試棒。同時設(shè)計適當(dāng)?shù)奈T孔徑及恰當(dāng)?shù)牟僮鞴に?，以提升澆注速度，達(dá)到提高鑄造質(zhì)量的目的。在上述工藝參數(shù)中，吸鑄壓差是影響最終試棒鑄造質(zhì)量的重要參數(shù)之一。圖2是不同吸鑄壓差下制得試棒的縱剖面形貌。圖2a所示為吸鑄壓差為30 kPa時所得吸鑄棒?？梢杂^察到該吸鑄棒內(nèi)部存在較大的未填充鑄造空洞。鑄造空洞軸向長度約20 mm，最大徑向尺寸大于5 mm。這種空洞的出現(xiàn)是由于澆注速度不足，導(dǎo)致大量熔體并未及時注入模具。此類試棒在進(jìn)行定向生長時，會出現(xiàn)熔區(qū)斷開現(xiàn)象，從而導(dǎo)致生長失敗，不符合光學(xué)浮區(qū)爐的入爐生長要求。將吸鑄壓差加大到60 kPa，操作時可以觀察到熔體澆注速度明顯提高。圖2b顯示的樣品縱剖面形貌表明，吸鑄棒除了有顯微疏松和小尺寸氣孔外，沒有出現(xiàn)大尺寸鑄造空洞。此類試棒達(dá)到光學(xué)浮區(qū)爐的入爐生長要求，為后續(xù)定向生長的穩(wěn)定進(jìn)行奠定基礎(chǔ)。

在180 mm/h生長速率下定向生長Ti-43Al-3Si合金的送料棒，在定向生長時，熔融浮區(qū)穩(wěn)定，定向生長平穩(wěn)可控。圖3a顯示出該定向試棒具有很好的組織一致性。整個試棒由單一的垂直全片層組織組成，片層組織間觀察到條狀硅化物沿晶體生長方向析出。這與Johnson等[8,9]的實驗結(jié)果相符。圖3b顯示的是淬火區(qū)內(nèi)的枝晶，在定向試棒的淬火區(qū)觀察到發(fā)達(dá)的枝晶，根據(jù)枝晶間的60°夾角關(guān)系[12]，確定此時Ti-43Al-3Si合金的初生相是α相。

沿該Ti-43Al-3Si定向試棒的徑向抽取直徑為6 mm的小塊體，去除表面氧化皮后旋轉(zhuǎn)90°，作為平行片層籽晶使用。但小籽晶塊體需要與一定尺寸(直徑9 mm、長50 mm)的接料棒連接后，才能裝爐使用[26]。由于籽晶在使用時需加熱到熔點以上，此時籽晶與接料棒的連接處溫度較高。為避免籽晶與接料棒母材間的成分?jǐn)U散影響，本實驗采用同成分(Ti-43Al-3Si)的多晶試棒作為接料棒，其制備方法為真空自耗熔煉。為保證籽晶小塊體與接料棒的穩(wěn)定連接，采用了氬弧焊和機(jī)械鑲嵌法2種固定連接方式，連接效果如圖4所示。采用焊接方法連接時，籽晶小塊體雖可以勉強(qiáng)與接料棒母材產(chǎn)生連接，但籽晶塊體受輕微外力就極易脫落。圖4b所示為經(jīng)焊接固定后，受外力再次脫落的籽晶小塊體。由于TiAl合金室溫塑性差，在局部焊接并快冷后，熱應(yīng)力不易釋放。焊接區(qū)域附近易出現(xiàn)裂紋，導(dǎo)致籽晶脫落。這種不穩(wěn)定連接不利于引晶生長的平穩(wěn)進(jìn)行。為保證籽晶與接料棒母材的穩(wěn)定連接，本工作設(shè)計出一種新的連接方法——機(jī)械鑲嵌法。該方法的具體操作過程是，先在接料棒母材上鉆出一個直徑5 mm的小洞，再車削籽晶小塊體底部，使底部外徑略大于5 mm。采用機(jī)械外力將籽晶小塊體敲入小洞，利用兩者間的微小變形來連接籽晶與接料棒母材。圖4c顯示了采用機(jī)械鑲嵌法得到的初始籽晶。籽晶小塊體與接料棒母材間結(jié)合穩(wěn)固，達(dá)到入爐生長的要求。由于TiAl合金塑性變形能力差，嚴(yán)格控制籽晶下端與接料棒凹坑間的尺寸差是該方法的關(guān)鍵。若尺寸差過大，則接料棒邊緣將因變形過大而斷裂缺損；若尺寸差太小，籽晶與接料棒間變形量不夠，難以起到固定作用。此外，連接時要盡量保證圓柱形籽晶的中軸線平行于接料棒中軸線。故在使用外力敲擊時，有必要嚴(yán)格控制施力方向，保證籽晶與接料棒間的同軸度。

制得的初始籽晶雖然可以用于引晶生長其它合金，但是較小的尺寸不利于引晶生長較大尺寸的被引晶試棒。此外，光學(xué)浮區(qū)生長方法除依靠流動Ar氣冷卻晶體外，還依靠接料棒的固態(tài)散熱[27]。尺寸較小的籽晶不利于散熱，這將導(dǎo)致引晶生長初期的溫度梯度不足，不利于提高引晶成功率[26,27]。所以制備大尺寸籽晶對于后續(xù)引晶生長具有重大意義。劉榮華等[24]在利用尺寸較小的初始籽晶引晶放大自身的過程中發(fā)現(xiàn)，在籽晶與被引晶試棒的連接處因尺寸突變發(fā)生了雜晶形核，并導(dǎo)致引晶生長失敗。為避免這種尺寸突變，作者設(shè)計了一套特殊的模具，利用該模具吸鑄得到Ti-43Al-3Si合金的圓臺形試棒，其底部直徑為6 mm，上端直徑為12 mm，側(cè)面與中軸線夾角小于2°。利用該圓臺形試棒和初始籽晶來制備終極籽晶。先將初始籽晶與圓臺試棒下段部分熔化，將二者連接后形成懸浮熔區(qū)。待穩(wěn)定后，以5 mm/h的生長速率生長至結(jié)束。初始籽晶與圓臺試棒下端的直徑均為6 mm，隨生長的進(jìn)行，送料棒的直徑平穩(wěn)增大。這有效避免了尺寸突變的出現(xiàn)，進(jìn)而預(yù)防可能產(chǎn)生的雜晶形核。生長時需要根據(jù)熔區(qū)狀態(tài)及時調(diào)控功率，保持熔區(qū)穩(wěn)定，最后成功制備出大尺寸籽晶。從圖5a和b可知，籽晶從底端到生長末端，都由單一的平行片層組織組成。圖5c顯示，淬火區(qū)的枝晶間夾角為60°，這說明Ti-43Al-3Si合金在5 mm/h的生長速率下，初生相也是α相[12]。Johnson等[8,9]認(rèn)為初生相為α相是成為合格籽晶的必要條件之一。定向凝固結(jié)果表明，在5和180 mm/h的生長速率下，采用本工藝制備的Ti-43Al-3Si吸鑄試棒在凝固時的初生相均為α相，滿足制備合格籽晶的必要條件。這間接說明本工作采取的送料棒制備工藝原理可行，制得的最終試棒成分控制得當(dāng)。

使用上述所得的大尺寸Ti-43Al-3Si籽晶，在5 mm/h的生長速率下，引晶生長Ti-47Al合金送料棒。圖6a為整個PST晶體的縱剖面形貌，圖6b~g為晶體不同部位的微觀組織。如圖6a所示，由下到上可以將整個試棒分為4個區(qū)域：籽晶區(qū)、過渡生長區(qū)、穩(wěn)定生長區(qū)和淬火區(qū)。從圖6b可以看到，籽晶的片層結(jié)構(gòu)在引晶前后依然保持穩(wěn)定，硅化物不再以條狀析出，而是以彌散分布的細(xì)小顆粒狀析出。對TiAl合金而言，在加熱和冷卻過程中保持片層結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定是作為籽晶的關(guān)鍵條件之一。本工作制備的Ti-43Al-3Si籽晶滿足上述條件，同時驗證了本工作制得的籽晶符合作為TiAl合金籽晶使用的基本要求。圖6c為過渡生長區(qū)的微觀組織形貌，其片層方向與籽晶片層取向一致。過渡生長區(qū)內(nèi)也觀察到有大量硅化物析出，距離籽晶約10 mm后才沒有明顯硅化物析出，這與Johnson等[8,9,12]的實驗結(jié)果相符。硅化物在Ti-47Al PST晶體中出現(xiàn)的原因是，Ti-43Al-3Si籽晶與Ti-47Al間由于對流引起的Si元素遷移。Si元素混入熔融浮區(qū)，凝固時再以硅化物形式析出。

由于Ti-47Al和Ti-43Al-3Si間的成分差異，過渡生長區(qū)會形成較大的糊狀區(qū)，而糊狀區(qū)的形成易導(dǎo)致雜晶形核和生長。圖6d和e顯示的是過渡生長區(qū)內(nèi)的雜晶，可以看到雜晶的片層取向與主體晶粒片層取向不同。雜晶一旦橫向長大，將阻礙主體晶粒的生長。本工作通過工藝控制，抑制了雜晶的橫向生長，使主體晶粒的生長得以繼續(xù)，并進(jìn)入穩(wěn)定生長區(qū)。穩(wěn)定生長區(qū)的整個區(qū)域由單一的平行片層組織構(gòu)成，其微觀組織如圖6f所示。其片層方向平行于生長方向，在片層結(jié)構(gòu)間沒有觀察到明顯的硅化物析出。

圖6g為淬火區(qū)的微觀組織。淬火區(qū)主要由片層組織組成，片層方向平行于生長方向。但在片層組織間可以觀察到大塊析出相。Ti-47Al屬于二元合金，從相圖上可知，此時能穩(wěn)定存在的只有γ相和α2相。根據(jù)形貌可確定淬火區(qū)內(nèi)的析出相為γ相。根據(jù)圖7中的EDS結(jié)果可知，這種γ相的成分約為Ti-48Al，接近平衡凝固下γ相的成分。

對Ti-47Al合金而言，在平衡凝固條件下，γ相主要從高溫α相中以片層形態(tài)析出。但淬火區(qū)中γ相組織粗大，形狀不規(guī)則，是從液相中直接析出。本實驗中生長速率(5 mm/h)較慢，凝固時固/液界面前沿會發(fā)生Al溶質(zhì)的再分配。根據(jù)相圖可知，液相中將富集Al溶質(zhì)。隨著凝固的進(jìn)行，當(dāng)熔體中的局部Al含量達(dá)到γ相的臨界析出值時，γ相將直接從液相中析出[12]，故其組織粗大且形狀不規(guī)則。光學(xué)浮區(qū)爐停機(jī)后主要采用流動Ar氣冷卻，冷卻效果有限。在冷卻過程中會發(fā)生一定程度的成分均勻化過程，所以最終成分接近平衡凝固時的γ相成分。

(1) 采用紐扣錠吸鑄成棒工藝，制備出成分均勻且鑄造質(zhì)量符合入爐生長要求的定向凝固用送料棒。

(2) 制備了由單一垂直片層組成的Ti-43Al-3Si籽晶，采用機(jī)械鑲嵌法實現(xiàn)了小塊體與Ti-43Al-3Si多晶接料棒的穩(wěn)定連接。

(3) 設(shè)計開發(fā)的圓臺試棒有效避免了因尺寸突變引起的雜晶形核，以此為基礎(chǔ)制備出尺寸為直徑9 mm、長70 mm的大尺寸高質(zhì)量籽晶。

(4) 在5及180 mm/h的生長速率下，Ti-43Al-3Si合金的初生相均為α相。

(5) 籽晶在引晶過程中保持片層穩(wěn)定，并可有效控制整個Ti-47Al PST晶體的片層取向。