Ti-Al合金作為一種新型的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料,以其優(yōu)異的比強(qiáng)度、耐腐蝕及高溫抗氧化性能,被廣泛應(yīng)用在航空航天、海洋工程和腐蝕防護(hù)等領(lǐng)域。相比于傳統(tǒng)的Ti-Al合金,Nb元素的加入雖然會(huì)在一定程度上增大合金的密度,但可以有效調(diào)控合金的凝固組織,從而進(jìn)一步優(yōu)化合金的性能。因此,Ti-Al-Nb合金在航空、航天兵器制造等領(lǐng)域被認(rèn)為有望取代鎳基高溫合金,成為下一代發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片的主要備選材料[1~8]。金屬材料的性能與其顯微組織息息相關(guān),傳統(tǒng)提高材料強(qiáng)度的方式主要有細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化和形變強(qiáng)化等[9~12]。近年來(lái),針對(duì)Ti-Al-Nb合金的研究主要集中在如何通過(guò)多步驟、不同手段對(duì)金屬材料的組織形態(tài)進(jìn)行有效調(diào)控,實(shí)現(xiàn)合金性能如強(qiáng)度、塑性、韌性和抗蠕變性能的有效提升方面。Sakaguchi等[13]研究了經(jīng)過(guò)β-鍛造處理的Ti48Al43Nb4V5合金的疲勞裂紋擴(kuò)展行為,獲得了2種典型的顯微組織：近層片組織和雙態(tài)組織。結(jié)果表明,具有雙態(tài)組織的Ti-Al-Nb合金的高溫抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力更強(qiáng),這是由于雙態(tài)組織的Ti-Al-Nb合金中B2相體積分?jǐn)?shù)更大,隨著溫度的升高B2相的塑性得到了提升所致。Guo等[14]結(jié)合澆鑄與熱處理技術(shù),研究了Y2O3含量對(duì)Ti48Al48Nb2Cr2合金蠕變行為的影響。結(jié)果表明,添加0.03% (原子分?jǐn)?shù))的Y2O3顆粒顯著提高了合金的抗蠕變斷裂性能,這是由于添加Y2O3能夠?qū)崿F(xiàn)Ti48Al48Nb2Cr2合金的晶粒細(xì)化,同時(shí),呈彌散分布的Y2O3顆粒在層片組織中起到第二相強(qiáng)化的效果,顯著提高了合金的性能。以上研究證明：可以通過(guò)合金化、熱處理或變形處理等方式來(lái)調(diào)控Ti-Al-Nb合金的顯微結(jié)構(gòu),最終實(shí)現(xiàn)力學(xué)性能的提升。然而,不論是通過(guò)多步熱處理,還是鍛造等方式,需要先通過(guò)傳統(tǒng)冶金的方法獲得母合金,再通過(guò)材料變形處理技術(shù),如高溫鍛造、軋制等獲得中間合金,最后通過(guò)對(duì)中間合金的固溶、時(shí)效等熱處理手段[15],獲得組織優(yōu)化后的合金材料。值得注意的是,該處理過(guò)程十分復(fù)雜且成本較高,同時(shí),母合金的冶煉過(guò)程中極易發(fā)生元素偏析影響最終材料的性能。因此,亟待探索新的工藝技術(shù),有效降低Ti-Al-Nb合金制備成本,優(yōu)化材料制備工藝,實(shí)現(xiàn)合金組織與性能提升。

快速凝固技術(shù)作為一種重要的材料制備與加工手段,通過(guò)提高合金的冷卻速率或過(guò)冷度,既能實(shí)現(xiàn)合金的無(wú)偏析凝固,也能細(xì)化晶粒,形成亞穩(wěn)相從而有效提高合金的綜合性能[16~19]。L?ser等[20]采用電磁懸浮技術(shù)實(shí)現(xiàn)了Ti50Al50、Ti45Al50Nb5和Ti40Al50Nb10合金的深過(guò)冷快速凝固,結(jié)果表明：Nb元素的添加提高了初生β-Ti相的生長(zhǎng)速率,并實(shí)現(xiàn)了合金凝固組織的細(xì)化,隨著過(guò)冷度的增加,α-Ti→γ-TiAl反應(yīng)逐漸受到抑制,亞穩(wěn)α相在室溫下保留。該研究有助于認(rèn)識(shí)深過(guò)冷條件下合金的相選擇與凝固組織演變機(jī)制,揭示Nb元素對(duì)合金凝固組織的影響。近年來(lái),以增材制造為代表的新型材料制備技術(shù)得到了廣泛關(guān)注,而增材制造中激光熔覆技術(shù)就是利用了快速凝固技術(shù)加工合金零件。Zhou等[21]采用激光選區(qū)熔化技術(shù)制備了Ti53Al22Nb25合金,抗拉強(qiáng)度達(dá)到1090 MPa,延伸率22.7%,與采用傳統(tǒng)冶金及熱處理工藝制備的Ti53Al22Nb25合金相比,性能得到了大幅提升。作為快速凝固技術(shù)的代表,落管無(wú)容器處理技術(shù)兼具大冷速、深過(guò)冷及微重力的超常條件,使合金在極短的時(shí)間內(nèi)凝固,并呈現(xiàn)出多種有趣的現(xiàn)象。真空吸鑄技術(shù)具備的大冷速條件為制備塊體非晶合金提供了條件,而合金的電弧熔煉過(guò)程,由于樣品底部與水冷銅基板直接接觸,導(dǎo)致樣品由底部至頂部存在溫度梯度。快速凝固條件下Ti-Al合金的相選擇與凝固過(guò)程研究已經(jīng)取得了一些進(jìn)展[22~24],但針對(duì)Ti-Al合金的快速凝固研究還不是很系統(tǒng),特別是非平衡凝固條件下,合金的相選擇與凝固路徑還有待完善。由于Ti-Al合金的相圖較為復(fù)雜,包含多種金屬間化合物與多種特殊的液固與固態(tài)反應(yīng)如包晶、包析、共析等[25,26],Nb元素的加入使得三元Ti-Al-Nb合金的相組成與凝固路徑更加復(fù)雜。Kastenhuber等[27]采用氣體霧化的方法研究了冷卻速率對(duì)Ti51.4Al43.5Nb4Mo1B0.1合金凝固組織的影響,發(fā)現(xiàn)隨著冷卻速率的增加,γ-TiAl相形貌發(fā)生了由塊狀→針狀→球狀的轉(zhuǎn)變,并分別由3種凝固機(jī)制所控制。因此,進(jìn)行快速凝固條件下Ti-Al-Nb合金的凝固路徑與相選擇的研究,對(duì)調(diào)控組織形態(tài)、實(shí)現(xiàn)材料性能提升并指導(dǎo)工業(yè)生產(chǎn)具有重要意義。

本工作選取2種典型的Ti-Al-Nb合金成分(Ti53Al22Nb25和Ti30Al45Nb25,原子分?jǐn)?shù),%),結(jié)合有限元模擬與理論計(jì)算,研究了真空電弧熔煉、真空吸鑄與自由落體條件下合金的冷卻速率與過(guò)冷度,深入分析了冷卻速率、過(guò)冷度和Al含量對(duì)合金組織演變、Nb元素的固溶度及顯微力學(xué)性能的影響,此外,還進(jìn)一步探討了快速凝固條件下,B2相的形成機(jī)制以及Ti53Al22Nb25和Ti30Al45Nb25合金的凝固路徑。

以高純Ti (99.99%)、Al (99.999%)和Nb (99.995%)為原料,在真空電弧爐中制備了Ti53Al22Nb25和Ti30Al45Nb25的Ti-Al-Nb母合金。由于各個(gè)元素間的熔點(diǎn)差異較大,為了保證各組分均勻混合,每個(gè)樣品均熔煉5次。為了研究冷速對(duì)合金凝固組織的影響,采用電弧熔煉制備了2 g樣品與真空吸鑄的樣品進(jìn)行對(duì)比研究,吸鑄樣品為棒狀(直徑3 mm、長(zhǎng)15 mm)。實(shí)驗(yàn)開始前先將儀器抽真空至1 × 10-4Pa,向真空腔內(nèi)反充Ar氣至100 Pa,此時(shí)吸鑄室內(nèi)還處于低真空狀態(tài),采用電弧熔化樣品后,打開吸鑄室與真空腔間的閥門,利用腔體間的壓力差將樣品吸入銅模以實(shí)現(xiàn)快速凝固。落管實(shí)驗(yàn)開始前,將1 g的母合金樣品放入底部開有小孔的石英試管中,通過(guò)高頻感應(yīng)加熱的方式實(shí)現(xiàn)樣品的熔化及過(guò)熱,用He氣將液態(tài)合金通過(guò)石英管底部小孔吹出,獲得不同尺寸的合金液滴。實(shí)驗(yàn)結(jié)束后,將收集的樣品通過(guò)環(huán)氧樹脂鑲嵌,依次通過(guò)砂紙與金剛石研磨膏對(duì)實(shí)驗(yàn)樣品進(jìn)行拋光處理。用配備有能譜儀(EDS)的Sirion 200掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)實(shí)驗(yàn)樣品的組織形貌及溶質(zhì)含量進(jìn)行分析。采用D/max 2500 X射線衍射儀(XRD)分析合金的相組成,掃描速率為2°/min。采用HXD-2000TMC顯微硬度計(jì),在0.245 N的載荷下,保載20 s,對(duì)合金進(jìn)行硬度測(cè)試。為了保證測(cè)試結(jié)果的準(zhǔn)確性,每個(gè)樣品至少采集4次數(shù)據(jù)。

過(guò)冷度(ΔT)與冷卻速率(Rc)對(duì)合金的形核、晶體生長(zhǎng)、凝固組織及力學(xué)性能具有重要的影響,因此,基于合金液滴的Newton傳熱模型及經(jīng)典形核理論,采用Lee和Ahn的傳熱模型[28],計(jì)算了合金液滴下落過(guò)程中的冷卻速率與過(guò)冷度。過(guò)冷合金液滴在惰性氣體的環(huán)境下自由下落時(shí),主要依靠自身的熱輻射與外界環(huán)境的對(duì)流換熱實(shí)現(xiàn)降溫。由于液滴內(nèi)部的溫差較小,忽略液滴內(nèi)部的溫度梯度,液滴的Rc可表示為[29]：

式中,cpL為液態(tài)合金的比熱容,ρL為液態(tài)合金密度,D為液滴直徑,εh為合金表面輻射系數(shù),δSB為Stefan-Boltzmann常數(shù),T為液滴溫度,T0為周圍氣體環(huán)境溫度,h為對(duì)流換熱系數(shù)。圖1a和b分別是不同直徑的Ti53Al22Nb25和Ti30Al45Nb25合金液滴的過(guò)冷度及冷卻速率的計(jì)算結(jié)果。可知,隨著D減小,合金液滴的ΔT與Rc均呈現(xiàn)先緩慢增加,后急劇增大趨勢(shì)。對(duì)于Ti53Al22Nb25合金液滴,當(dāng)D從1420 μm減小到320 μm時(shí),液滴的Rc由930 K/s增加到1.3 × 104K/s,當(dāng)D減小到110 μm時(shí),其Rc急劇增加到9.5 × 104K/s。值得注意的是,Ti30Al45Nb25合金液滴的冷卻速率與過(guò)冷度略大于Ti53Al22Nb25合金液滴。

對(duì)于電弧熔煉和吸鑄過(guò)程,合金的傳熱過(guò)程主要通過(guò)水冷銅模與合金熔體間的熱傳導(dǎo)、合金熔體向外的熱輻射以及與外界環(huán)境的自然對(duì)流實(shí)現(xiàn)。采用有限元模擬的方法建立了電弧熔煉與真空吸鑄過(guò)程的傳熱模型,計(jì)算了熔體在每個(gè)時(shí)刻的溫度分布以及冷卻速率,如圖2和3所示。電弧熔煉條件下,Ti53Al22Nb25合金在0.1 s合金底部的最大冷速達(dá)到了9.5 × 103K/s,而樣品頂部附近冷速僅為278 K/s。與電弧熔煉相比,銅模吸鑄擁有更大的冷卻速率,樣品的平均冷速達(dá)到1.1 × 104K/s,見圖3a。對(duì)于Ti30Al45Nb25合金,由于物理參數(shù)的差異,真空吸鑄樣品的平均冷卻速率達(dá)到了1.2 × 104K/s。電弧熔煉樣品各區(qū)域的冷卻速率變化與Ti53Al22Nb25合金相同,合金底部和頂部區(qū)域的冷卻速率分別達(dá)到1.1 × 104和397 K/s,如圖3b。

圖4是不同直徑的Ti75 -xAlxNb25合金凝固液滴的XRD譜。可知,Ti53Al22Nb25合金凝固液滴主要由O-Ti2AlNb及B2相組成。隨著凝固液滴直徑的減小,B2相和O相峰的位置均向右發(fā)生了偏移,這是由于隨著過(guò)冷度與冷卻速率的增加,fcc B2相和有序正交結(jié)構(gòu)的O相發(fā)生了晶格畸變所致。對(duì)于D= 400 μm的凝固液滴,XRD譜顯示40°附近出現(xiàn)了O相的附峰,隨著凝固液滴直徑的減小,峰強(qiáng)增加,表明O相的相對(duì)含量增加。Ti30Al45Nb25合金凝固液滴由B2相與γ-TiAl相組成,當(dāng)凝固液滴直徑減小到400 μm,B2相與γ相峰的位置也向右偏移,表明深過(guò)冷耦合大冷速導(dǎo)致合金的相發(fā)生了晶格畸變。

圖5是自由落體條件下,不同直徑Ti53Al22Nb25合金凝固液滴的顯微組織。當(dāng)凝固液滴直徑為740 μm時(shí),如圖5a所示,凝固組織主要由B2相枝晶組成,由于合金的冷卻速率與過(guò)冷度僅為2.9 × 103K/s和90 K,B2相枝晶十分粗大,二次枝晶臂發(fā)達(dá)。當(dāng)凝固液滴直徑為417 μm時(shí),B2枝晶得到了細(xì)化,部分枝晶的根部出現(xiàn)了由枝晶熔融碎斷產(chǎn)生的球狀晶粒。隨著凝固液滴直徑的減小,液滴的過(guò)冷度和冷卻速率逐漸增加,液滴凝固時(shí)的驅(qū)動(dòng)力也隨之增大,枝晶的生長(zhǎng)速率進(jìn)一步提高,凝固過(guò)程中結(jié)晶潛熱迅速釋放,致使B2枝晶發(fā)生重熔碎斷。當(dāng)合金凝固液滴直徑為206 μm時(shí),凝固組織中既有B2枝晶也有枝晶碎斷導(dǎo)致的等軸晶,并且隨著凝固液滴直徑的減小,等軸晶體積分?jǐn)?shù)逐漸增加,形成枝晶與等軸晶共存的組織。當(dāng)凝固液滴直徑減小到181 μm,在深過(guò)冷與大冷速的耦合作用下,B2相枝晶完全轉(zhuǎn)變成等軸晶,晶粒得到顯著細(xì)化,B2相平均晶粒尺寸為4 μm。

圖6所示為不同直徑的Ti30Al45Nb25合金凝固液滴的顯微組織。當(dāng)凝固液滴直徑為889 μm時(shí),凝固組織由針狀γ相和針狀B2相組成,由于冷卻速率與過(guò)冷度僅為2.6 × 103K/s和84 K,液滴凝固過(guò)程Al元素在晶界處偏析,該現(xiàn)象在Ti-Al-Nb合金中十分常見,在合金的服役中,易導(dǎo)致裂紋在晶界處萌生和擴(kuò)展。隨著凝固液滴直徑減小到530 μm,凝固組織中出現(xiàn)塊狀B2相,其形核位置傾向于在γ相的中心,合金液滴凝固過(guò)程中,α相穩(wěn)定元素Al向晶界處移動(dòng),β相穩(wěn)定元素Nb與Al原子擴(kuò)散的方向相反,向晶內(nèi)聚集。合金的EDS分析結(jié)果表明,塊狀B2相中Nb元素的含量較高,而Al的含量較低。快速凝固條件下Nb元素的含量對(duì)B2相的形成起著重要作用。當(dāng)合金凝固液滴直徑為340 μm時(shí),Ti30Al45Nb25合金液滴的凝固組織發(fā)生了顯著變化,B2相形核位置由晶粒內(nèi)部向晶界處轉(zhuǎn)移,針狀γ相逐漸消失,形成了γ相的等軸晶,見圖6c。當(dāng)凝固液滴直徑減小到124 μm時(shí),合金的凝固組織由γ枝晶組成,并且隨著凝固液滴直徑的減小,γ枝晶得到了細(xì)化,由于合金液滴的冷卻速率和過(guò)冷度分別達(dá)到1.2 × 105K/s和343 K,溶質(zhì)截留效應(yīng)顯著,合金液滴實(shí)現(xiàn)了無(wú)偏析凝固,γ相中Nb元素的固溶度提高,B2相基本消失。凝固組織發(fā)生了由針狀(γ+ B2)相→等軸(γ+ B2)→γ枝晶的變化。

圖7給出了電弧熔煉Ti75 -xAlxNb25合金的XRD譜,圖8為Ti75 -xAlxNb25合金分別在電弧熔煉和吸鑄條件下的凝固組織。結(jié)合圖7a和圖8a~c可知,Ti53Al22Nb25合金的凝固組織主要由B2相枝晶和枝晶間少量的O相組成。由于不同條件下合金冷卻速率的差異,導(dǎo)致凝固組織中B2相枝晶尺寸發(fā)生了顯著變化。隨著冷卻速率的增加,B2相枝晶尺寸由位于電弧熔煉樣品頂部區(qū)域的515 μm,逐漸減小到電弧熔煉樣品底部的370 μm。在真空吸鑄條件下,B2相枝晶的尺寸進(jìn)一步減小到150 μm。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,冷卻速率的增加能夠有效實(shí)現(xiàn)Ti53Al22Nb25合金中B2相枝晶的細(xì)化。

對(duì)于Ti30Al45Nb25合金,電弧熔煉條件下,合金頂部的凝固組織由粗大的B2相與γ相組成。由于該區(qū)域的冷卻速率較小,樣品中觀察到Al元素的微觀偏析,這是由于凝固過(guò)程中,β相穩(wěn)定元素Nb傾向于進(jìn)入β相,而α相穩(wěn)定元素Al向β相邊緣移動(dòng),并逐漸在晶界處聚集,從而引起了Al元素的偏析,如圖8d。圖9是樣品頂部的EDS分析,結(jié)果表明黑色相中富集Al而白色相富集Nb元素,Nb元素的偏聚對(duì)B2相的形核起主導(dǎo)作用。電弧熔煉樣品底部呈現(xiàn)B2與γ相的層片組織,該區(qū)域的凝固組織較為均勻,Al的偏析得到了有效抑制,B2相的體積分?jǐn)?shù)減小,表明冷卻速率的增加有利于Nb元素的擴(kuò)散,因此,B2相的相對(duì)尺寸減小。真空吸鑄條件下合金的凝固組織由針狀γ相組成,如圖8f所示。隨著冷卻速率的進(jìn)一步增加,合金中Nb的固溶度提高,更多的Nb元素以固溶的形式進(jìn)入γ相,從而減少了Nb元素的偏聚,導(dǎo)致B2相逐漸減少直至消失。

顯微硬度作為合金力學(xué)性能的一個(gè)重要指標(biāo),反映了金屬抵抗局部塑性變形的能力。為了研究冷卻速率及過(guò)冷度對(duì)合金力學(xué)性能的作用,分別測(cè)試了電弧熔煉、真空吸鑄與自由落體條件下,Ti53Al22Nb25和Ti30Al45Nb25合金的顯微硬度。首先,選取3 g電弧熔煉樣品,沿著樣品縱向切開,在合金縱截面的不同位置(Z)測(cè)試合金的顯微硬度。如圖10a所示,電弧熔煉Ti53Al22Nb25合金的顯微硬度H沿著樣品縱截面由上到下呈線性增加的趨勢(shì),其表達(dá)式為：

真空吸鑄條件下Ti53Al22Nb25合金顯微硬度達(dá)到了4.15 GPa,較電弧熔煉的樣品增加了6.9%。隨著冷卻速率的逐漸增加,合金的凝固組織由粗大枝晶到碎斷枝晶的過(guò)程,B2相晶粒得到了顯著細(xì)化,同時(shí),B2相枝晶中Nb的固溶度也得到了增加,因此合金顯微硬度的提高被認(rèn)為是由冷卻速率增加導(dǎo)致的細(xì)晶強(qiáng)化與固溶強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。對(duì)于快速凝固Ti30Al45Nb25合金,顯微硬度結(jié)果與Ti53Al22Nb25合金相似,顯微硬度沿著樣品縱截面由上到下呈現(xiàn)單調(diào)遞增的趨勢(shì),且滿足：

經(jīng)過(guò)真空吸鑄處理后Ti30Al45Nb25合金顯微硬度達(dá)到了5.99 GPa,較電弧熔煉的樣品增加了15%。隨著冷卻速率的增加,合金的凝固組織經(jīng)歷了由粗大的非規(guī)則(γ+ B2)共析組織,向?qū)悠瑺罟参鼋M織到針狀凝固組織的轉(zhuǎn)變,B2相與γ相得到了顯著的細(xì)化。冷卻速率的增加抑制了Al元素的偏析,吸鑄樣品實(shí)現(xiàn)了無(wú)偏析凝固,合金的顯微硬度得到提升。與Ti53Al22Nb25合金相比,Ti30Al45Nb25合金的顯微硬度更大,由于Ti53Al22Nb25合金的凝固組織以粗大的B2枝晶為主,晶粒尺寸遠(yuǎn)大于Ti30Al45Nb25合金的凝固組織,因此,Ti30Al45Nb25合金的顯微硬度更高。

為了研究深過(guò)冷耦合大冷速條件對(duì)Ti75 -xAlxNb25合金凝固液滴性能的影響,測(cè)量了不同直徑的凝固液滴顯微硬度。圖11為Ti75 -xAlxNb25合金凝固液滴顯微硬度隨直徑的變化關(guān)系。對(duì)于Ti53Al22Nb25合金,所測(cè)量的合金凝固液滴的直徑范圍是從990 μm至108 μm,隨著凝固液滴直徑的減小,顯微硬度呈線性增加的趨勢(shì),由9.5 GPa增加到11.57 GPa。當(dāng)凝固液滴直徑為990 μm,凝固組織以初生B2枝晶為主。當(dāng)凝固液滴直徑減小到564 μm,在大冷速與深過(guò)冷的耦合作用下,初生枝晶發(fā)生碎斷,顯微組織顯著細(xì)化。當(dāng)D= 108 μm,初生B2枝晶變?yōu)榈容S晶,凝固組織得到了顯著細(xì)化,Nb的固溶度也得到了提升,因此,硬度的提升被認(rèn)為是晶粒細(xì)化與固溶強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。

對(duì)于Ti30Al45Nb25合金凝固液滴,測(cè)量凝固液滴直徑范圍為954~172 μm,隨著凝固液滴直徑的減小,顯微硬度呈現(xiàn)先快速增加后緩慢減小的趨勢(shì),當(dāng)凝固液滴直徑為354 μm ≤D≤ 954 μm時(shí),隨凝固液滴直徑的減小,由于B2相的凝固組織逐漸細(xì)化,顯微硬度隨凝固液滴直徑的減小而逐漸增大；當(dāng)凝固液滴直徑為172 μm ≤D≤ 354 μm時(shí),B2相逐漸減少,附著在枝晶上的針狀組織消失,B2相僅在枝晶間聚集,凝固組織逐漸變?yōu)槌跎?i style="margin: 0px; padding: 0px; box-sizing: border-box;">γ相為主的枝晶狀組織,顯微硬度隨凝固液滴直徑的減小而逐漸減小,其顯微硬度的最大值達(dá)到7.7 MPa。

(1) 自由落體條件下,Ti53Al22Nb25合金凝固液滴由B2相枝晶和枝晶間少量O相組成。隨著凝固液滴直徑的減小,凝固組織得到了顯著的細(xì)化,B2相由粗大枝晶向等軸晶轉(zhuǎn)變。Ti30Al45Nb25合金凝固液滴由針狀γ相和B2相組成,隨著凝固液滴直徑的減小,塊狀B2相逐漸增多。當(dāng)D= 340 μm,Ti30Al45Nb25合金凝固液滴的凝固組織發(fā)生了顯著變化,B2相在晶界處形核長(zhǎng)大,針狀γ相逐漸消失,形成了無(wú)偏析凝固的等軸γ相。隨著凝固液滴直徑進(jìn)一步減小,B2相基本消失,此時(shí)凝固組織由γ枝晶組成。其凝固路徑為：針狀(γ+ B2)相→針狀γ+ 塊狀B2→等軸(γ+ B2)→γ枝晶。

(2) 對(duì)于Ti53Al22Nb25合金,電弧熔煉與吸鑄樣品的最大冷卻速率分別達(dá)到9.5 × 103和1.1 × 104K/s。隨著冷卻速率的增加,凝固組織由粗大的B2枝晶逐漸發(fā)生枝晶碎斷,晶粒顯著細(xì)化。對(duì)于Ti30Al45Nb25合金,電弧熔煉與吸鑄樣品的最大冷卻速率分別為1.1 × 104和1.2 × 104K/s,隨著冷卻速率的增加,凝固組織由非規(guī)則(γ+ B2)相層片→規(guī)則層片組織→針狀組織轉(zhuǎn)變。

(3) 吸鑄快速凝固處理的Ti53Al22Nb25、Ti30Al45Nb25合金顯微硬度分別達(dá)到4.15和5.99 GPa,較電弧熔煉的樣品分別增加了6.9%和15%。自由落體條件下Ti53Al22Nb25和Ti30Al45Nb25合金顯微硬度隨凝固液滴直徑的減小逐漸增加,顯微硬度的最大值分別為11.57和7.7 GPa,較吸鑄樣品增加了64%和22%,表明深過(guò)冷耦合大冷速對(duì)合金性能有明顯的提升。