間隙原子C在γ-TiAl基合金中的研究進展

韓建超，王旭東，張建林，張長江，張樹志，肖樹龍，陳玉勇

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間隙原子C在-TiAl基合金中的研究進展

韓建超1，王旭東1，張建林1，張長江2，張樹志2，肖樹龍3，陳玉勇3

(1. 太原理工大學 機械工程學院，太原 030024； 2. 太原理工大學 材料科學與工程學院，太原 030024； 3. 哈爾濱工業(yè)大學 先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱 150001)

鑄造TiAl合金作為新型輕質高溫結構材料其顯微組織粗大，高溫服役環(huán)境下強度和蠕變抗力不足成為限制其工業(yè)化應用的關鍵，而合金化則被認為是改善合金顯微組織和力學性能的有效途徑。綜述間隙原子C在TiAl合金應用中的研究進展，重點介紹C在TiAl合金中的固溶極限及影響因素，簡述TiAl合金中碳化物的結構、形態(tài)、分布及析出行為，并分析間隙原子C對合金顯微組織及高溫強度和蠕變抗力的影響及作用機理，對C在TiAl合金中的進一步研究應用提出建議。

TiAl基合金；間隙原子C；碳化物；顯微組織；力學性能；強化機制

隨著航空航天飛行器對發(fā)動機性能要求的不斷提高，開發(fā)新型輕質高溫結構材料成為提高發(fā)動機性能、降低能耗和成本的關鍵。TiAl合金熔點高、密度低，具有優(yōu)異的高溫比強度和比模量、良好的高溫抗氧化性能，在航空航天領域極具應用前景，有望成為650~850 ℃可替代鎳基高溫合金的輕質耐熱結構材料，但是高溫服役環(huán)境下強度和蠕變抗力不足成為限制其工業(yè)化應用的關鍵[1?6]。

國內外研究表明[7?10]，間隙原子C作為TiAl合金中常見的合金化元素，不僅可以影響合金的凝固路徑，細化顯微組織，而且可以有效提高其強度和蠕變抗力。添加0.5%(摩爾分數)的C可使Ti-45Al-5Nb合金強度在室溫到700 ℃的范圍內提高250 MPa[10]，添加0.2%(摩爾分數)的C可使Ti-48Al-1V合金的蠕變抗力提高6倍[11]，而在Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B(TNM)合金中添加0.2%(摩爾分數)的C具有類似的效果[12]，但是這種強化效果受C元素的存在狀態(tài)、碳化物的種類、形態(tài)、尺寸及分布的影響[13]。大量研究表明[14?16]，C在TiAl合金中存在固溶極限，其固溶度受溫度、Al含量及合金元素等因素影響較大。C元素在TiAl合金中除固溶在基體外，常以Ti2AlC和Ti3AlC兩種碳化物形式析出，而碳化物的種類、形態(tài)及尺寸等受熱處理工藝及合金成分影響[17?18]。有研究認為以固溶形式存在的C原子可有效提高合金的強度和硬度[19?20]，部分研究者傾向于認為Ti3AlC可以阻礙位錯運動從而有效提高合金的強度和蠕變抗力[21?22]，而其他研究者則認為熱力學更穩(wěn)定的Ti2AlC將會成為保證TiAl合金高溫蠕變抗力和服役穩(wěn)定性的關鍵因素[9, 23]。因此，采用C對TiAl合金進行合金化處理時，如何根據合金種類確定C的最優(yōu)添加量，選擇并控制碳化物的種類、形態(tài)、尺寸及分布已成為解決含碳TiAl合金高溫強度和蠕變抗力不足的關鍵所在。本文作者重點闡述以下問題的研究進展，C在TiAl合金中的固溶度及影響因素；碳含量、時效溫度和時間對碳化物析出行為的影響；碳對凝固路徑和相變溫度的影響；碳對TiAl合金顯微組織的影響；碳對TiAl合金力學性能的影響及強化機制。

1 C在TiAl合金中的固溶度及影響因素

與其他間隙原子如O和N類似，C在TiAl合金基本組成相中為有限固溶且固溶度存在較大差 異[14, 24]。研究者發(fā)現，在單相-TiAl合金(Ti-52Al-3Nb 和Ti-51Al-5Nb)中C在相中的固溶度極低，僅為0.02%~0.03%(摩爾分數)[14, 25?26]。其他研究者也發(fā)現Ti-47Al-2Nb-1Cr-1V合金的片層中，C原子的固溶度同樣在0.03%左右[27]。與此相比，C在2相中的固溶度則處在較高水平，且與化學成分密切相關。MENAND等[14]通過原子探針檢測間隙原子C在單相-TiAl合金和雙相TiAl合金中的分布，結果顯示在雙相TiAl合金中(Ti-46/48Al)C在2相中的濃度約是相的3~5倍，最高可達到0.15%(摩爾分數)，且隨著2相中Ti含量增加而顯著提高。與此同時，研究者采用原子探測層析技術(APT)研究C原子在TiAl合金中的分布狀態(tài)，發(fā)現C原子在和2兩相中整體呈均勻彌散分布，但是在某些晶體缺陷如晶內位錯、晶界、/2或/0相界面處存在C元素的富集[28]，這也為碳化物的形成及顯微組織演變提供基礎數據。對于新型beta-TiAl合金中引入的B2/0相而言，目前的研究顯示C在其晶格中的固溶度極低[16, 28?29]，一般認為C在其中不固溶。

目前，關于C等間隙原子在TiAl合金2和相中固溶度差異的原因基本達成共識，這主要與間隙原子在兩相晶格中的占位以及兩相間隙空位類型的區(qū)別有關[28, 30]。理論計算和實驗結果表明[14, 24, 31]，間隙原子主要固溶在兩相的八面體間隙中，而含有6個Ti原子的八面體間隙(Ti6型)則是其最優(yōu)選擇。通過對兩相的八面體間隙分析后發(fā)現，D019結構的2相中存在這種Ti6型八面體間隙，而在L10結構的相中僅存在Al4Ti2和Al2Ti4兩種八面體間隙(見圖1)，因而研究者認為Ti6型八面體間隙存在與否成為決定兩相中C元素固溶極限的關鍵因素[14, 16, 32]。同時，Ti6型八面體間隙的數量則隨著2相中Ti含量增加而增加，導致該相中C的固溶極限隨之提高。

圖1 γ相和α2相的晶體結構和八面體間隙類型[29]

大量研究表明[17, 28, 33]，C在TiAl合金中的固溶度與溫度及合金成分密切相關。研究者通過實驗和理論計算發(fā)現[33]，C在2和相中的固溶度均隨溫度降低而減小，而相中的C固溶度對溫度變化更為敏感。與此同時，通過對比實驗結果與文獻報道，SCHEU等[16]發(fā)現當Ti和Al的摩爾分數比小于或者等于1時，C在TiAl合金中的總固溶度較低，低于0.04%(摩爾分數)；而對于Ti和Al的摩爾分數比大于1的合金，C的固溶度則顯著提高，可達0.26%(摩爾分數)，研究者認為這主要與兩類合金中2相的體積分數有關。除此之外，有研究表明Nb元素可以顯著提高C在TiAl合金尤其是相中的固溶度。SCHWAIGHOFER等[19, 29, 34]的研究顯示，在鑄態(tài)及熱等靜壓態(tài)TNM-0.75C合金中并未觀察到碳化物的析出，這意味著在該合金中C的總固溶度超過0.75%，GABRISCH等[20]發(fā)現在Ti-45Al-5Nb合金中C的總固溶度超過0.5%，而C在這兩類合金的相中的固溶度約為0.25%，遠遠超過普通TiAl合金(約0.03%)[14, 25, 35]。SCHEU等[16]結合理論計算和實驗結果認為這主要與Nb原子在TiAl合金中的占位有關，Nb原子在TiAl合金中占據相的Ti位，導致Ti反占位缺陷的出現，即Ti占Al位，而結合Menand的模型和理論，這意味著多出的Ti原子將在相中形成Ti6型八面體間隙，從而提高相中C元素的固溶度。然而，Nb元素對2相中C固溶極限的作用機制則需要進一步的研究。對于TiAl合金中常見的合金化元素如Cr和V而言，其占位傾向與Ti和Al的摩爾分數比相關[36?37]，當Al含量高時，二者占據Ti位；當Al含量低時，二者占據Al位，因此這兩種元素對C的固溶度并沒有固定的影響趨勢。

2 TiAl合金中常見碳化物的晶體結構

作為間隙原子，C除固溶在TiAl合金基體中，主要以Ti2AlC和Ti3AlC兩種碳化物形式存在[38]。Ti2AlC晶體為六方晶體結構(Hexagonal，H)，如圖2(a)所示[39]，其晶格常數為=0.304 nm，=1.36 nm。常見的Ti2AlC析出相形態(tài)為長條狀或塊狀形貌(見圖3(a))。根據其在TiAl合金中的析出時機不同，可分為凝固過程中由液相析出的Ti2AlC[40?41](初生Ti2AlC)和時效過程中固態(tài)相變析出的Ti2AlC[22, 42](固態(tài)相變Ti2AlC)。初生Ti2AlC的尺寸較大，通常橫截面大于2 μm，徑向長度大于20 μm，呈長條狀，多分布于片層團晶界或者片層內部。固態(tài)相變Ti2AlC多分布于片層界面處，呈塊狀或者針狀形貌，長度小于500 nm，厚度小于30 nm。

圖2 Ti2AlC和Ti3AlC的晶體結構[39]

Ti3AlC晶體為立方晶體結構(Perovskite，P)，Al原子占據立方晶格的八個角位置，Ti原子占據面心位置，間隙原子C占據體心位置[43]，如圖2(b)所示。Ti3AlC晶體的晶格常數為=0.414 nm。常見形態(tài)為針狀(圖3(b))或者球狀形貌，均由時效過程中從固相(γ相)中析出。針狀形貌的Ti3AlC多分布于片層界面處或者γ片層內部，長度小于200 nm，厚度小于 30 nm[23]。球狀Ti3AlC多在顆粒內部及位錯線附近分布，直徑一般小于40 nm。

圖3 TiAl基合金中的碳化物[23, 44]

3 TiAl合金中碳化物的析出行為

碳化物在TiAl合金中的析出行為與碳含量以及熱處理工藝密切相關。結合Ti-Al-C三元相圖和文獻報道[33]，當碳含量高于其固溶極限時合金中將析出大尺寸塊狀或條狀碳化物。周歡等[18]對Ti-46Al-8Nb合金的研究發(fā)現，添加1.4%C(摩爾分數)時合金中析出粗大的長條狀Ti2AlC相，尺寸可達20 μm。GOUMA等[45]在Ti-48Al-2Mn-2Nb+0.8C合金快速凝固組織中觀察到大尺寸的Ti2AlC相(20~60 μm)，與基體無確定的位向關系，推斷其為熔體中直接析出，而非由固相轉變生成。CHEN等[40]在Ti-48Al-2.6C合金的粗大Ti2AlC顆粒中觀察到殘余TiC相，并根據Ti-Al-C三元相圖，推斷Ti2AlC應為+TiC→Ti2AlC包晶反應的產物。

當C含量低于合金的固溶極限時，TiAl合金的凝固組織中并無碳化物析出，但是經過服役溫度下長時時效后將析出Ti2AlC和Ti3AlC兩種碳化物。據文獻報道，在750~900 ℃時效時，含碳TiAl合金的相中將析出細小Ti3AlC(P)，與基體呈共格界面，存在如下位向關系：(001)//(001)，[010]//[010][46]。ZHOU 等[47]的研究表明，Ti-45Al-3Fe-0.5C合金經(800 ℃、4 h)時效后在相晶界處和位錯線上析出納米尺度的顆粒狀和針狀Ti3AlC，其尺寸隨時效時間延長而增大，可達400 nm。SCHWAIGHOFER等[19]利用同步輻射原位小角度X射線衍射研究TNM合金中Ti3AlC的析出行為，結果發(fā)現，750 ℃、4 h時效后納米尺寸的針狀Ti3AlC相從片層內部析出，當以2 K/min的速度繼續(xù)加熱至950 ℃時，合金中Ti3AlC的體積分數達到峰值，此后其尺寸出現粗化，至1130 ℃時達到最大尺寸(約3.5 nm)，繼續(xù)升溫Ti3AlC則發(fā)生溶解。研究者認為Ti3AlC從相中析出主要與C在相中較低的固溶度且固溶度隨溫度的變化有關，同時由于其晶格結構及原子排列與相相似，因而在時效過程中通過過飽和C原子的擴散從相中析出[18, 33]。TIAN等[22]通過計算發(fā)現Ti3AlC和相在[001]方向上的錯配度為2.1%，遠小于其他方向的，同時相在此方向上的彈性常數較小，從而使得Ti3AlC相在此方向上生長所遇到的阻力最小，最終導致Ti3AlC相沿著此特定方向生長，最終形成針狀形貌。

圖4 時效過程中α2相分解原位觀察[50]

4 C對凝固路徑和相變溫度的影響

根據對TiAl合金/相變溫度的影響，合金化元素可分為中性元素、穩(wěn)定元素和穩(wěn)定元素。大量研究表明，間隙原子C在TiAl合金中為穩(wěn)定元素，其效果相當于Al元素的6倍[29]，最顯著的作用為改變合金凝固路徑和初生相的選擇，使合金相變點向低Al方向偏移并擴大相區(qū)[41]。SCHWAIGHOFER[29]的研究表明，添加0.5%(摩爾分數)以上C可使TNM合金的凝固特征由凝固轉變?yōu)榘蹋搪窂接伞?→→+→…轉變?yōu)椤?→L++→+→…，凝固組織由細小的含2/0細晶組織轉變?yōu)榇执蟮闹鶢罹ЫM織，如圖5所示。WU等[7]則發(fā)現添加0.1%C(摩爾分數)即可使Ti-46Al-8Nb合金由凝固轉變?yōu)榘獭Ｓ纱丝梢?，轉變合金凝固路徑所需的含碳量與基體合金的成分有關。MCCULLOUGH 等[41]研究C對Ti-48Al合金凝固初生相的影響，結果顯示Ti-48Al合金的初生相為相，但是添加0.38%(摩爾分數)及以上的C后合金的凝固枝晶特征由立方枝晶轉變?yōu)榱街В@意味著合金的初生相由相轉變?yōu)橄?；同時該研究者對Ti-45Al合金的研究顯示，少量的C合金化對合金凝固路徑的影響并不顯著，但是0.64%(摩爾分數)及以上的C合金化后合金的凝固初生相同樣由相轉變?yōu)橄?，本文作者分析改變凝固初生相所需的碳含量同樣與合金的成分有關。

除此之外，研究者發(fā)現C合金化還可以改變TiAl合金固態(tài)相變時的相變點。早期的研究者[23]發(fā)現C可以輕微降低包晶凝固TiAl合金的相轉變溫度T，擴大單相區(qū)，同時抑制相的轉變。CHLADIL等[51?52]通過DSC研究則發(fā)現，C對高鈮TiAl合金的T影響較小，但是可顯著提高其共析轉變點eu，添加0.5%C(摩爾分數)可使Ti-45Al-7.5Nb的eu升高50 ℃，作者認為這主要歸因于C元素的穩(wěn)定化效果，提高了2有序相的穩(wěn)定性。SCHWAIGHOFER等[29]結合HEXRD和DSC分析了C對TNM合金相轉變的影響，結果顯示C除了可顯著提高合金的eu外，還導致單相區(qū)的消失，并出現了單相區(qū)(見圖6)，同時，提高了合金中2相的體積分數。由此可見，作為強穩(wěn)定元素，C對TiAl合金的凝固路徑和固態(tài)相變影響較大，在合金成分設計和熱處理工藝制定時需加以考慮。

圖5 TNM-(0-1)C合金宏觀組織[29]

圖6 TNM-(0-1)C合金擬二元相圖[29]

5 C對顯微組織的影響

研究者發(fā)現，與B元素相似，C合金化同樣可以細化TiAl合金的片層團尺寸，但是所需的含碳量較高，且伴隨著初生Ti2AlC的析出。WU等[7]的研究顯示，添加少量C并不改變Ti-46Al-8Nb合金的片層團尺寸，而碳含量達到1.4%(摩爾分數)時其組織則由粗大柱狀晶組織轉變?yōu)槠瑢訄F尺寸為40 μm的細晶組織，作者認為這主要是由于Ti2AlC為相形核提供輔助同時阻礙固態(tài)相變時的晶界遷移。SCHWAIGHOFER等[29]認為1%C(摩爾分數)合金化在改變TNM合金凝固路徑的同時可以細化包晶凝固組織，其細化機理在于Ti2AlC提高了后續(xù)固態(tài)相變的非均質形核效率。CEGAN[44]發(fā)現對Ti-47Al合金而言，片層團尺寸隨Ti2AlC含量增加而減小，而其細化機理與上述不同，作者認為添加C時合金凝固路徑由包晶凝固轉變?yōu)槟蹋垠w中析出的初生Ti2AlC為初生相的形核提供輔助，最終導致片層團尺寸的細化。

除了細化片層團尺寸外，研究者發(fā)現C還可有效細化TiAl合金的片層厚度。PARK[23, 53]對Ti-46.6Al- 1.4Mn-2Mo合金的研究結果顯示，添加0.3%C(摩爾分數)可以同時細化和2片層的厚度，片層厚度從141 nm細化至68 nm，而2片層厚度從53 nm細化至25 nm，可以看出，C對和2片層的細化效果相當。該研究者認為片層細化的機理在于：1) 原始晶界處的C偏析降低合金的層錯能，增加層錯形成的頻率，從而提高片層在晶界處的形核率；2) C原子在片層界面處的偏析污染Ti原子或者Al原子的附著位置，阻礙片層的生長，降低其增厚速率，如圖7所示。而PERDRIX等[54]則發(fā)現隨碳含量增加，Ti-48Al合金2片層厚度基本保持不變，而片層厚度發(fā)生細化，添加0.96%(摩爾分數)的C可使片層厚度從1.27 μm細化至1.04 μm。ZHOU等[47]則發(fā)現在beta-TiAl (Ti-45Al-3Fe-2Mo)合金中，碳含量小于0.5%(摩爾分數)時合金片層厚度隨C含量增加而降低，而0.5%及以上時片層厚度反而增加，作者分析片層細化的機理在于C合金化可以影響片層結構形成過程中的成分變化，而C原子將阻礙原子向節(jié)點的遷移，降低片層的增厚速率，從而細化片層厚度；而過量的C合金化將導致大量Ti3AlC的析出，使得基體中貧Ti而富Al，最終形成粗大的片層結構。

圖7 C細化TiAl合金片層厚度示意圖[23]

CUI等[55]對比了添加C、Y及B對Ti-43Al-5Nb的片層團尺寸和片層厚度的細化效率，結果顯示三者細化片層團的效率由大到小依次為B、Y、C，而細化片層厚度的效率由大到小依次為Y、C、B，并認為其細化效率與合金成分及添加量有關。該研究雖然不具備普遍意義，但是可反映出C對TiAl合金顯微組織的細化效果和作用機制與合金成分密切相關，其細化機理尚需進一步探索。

6 C對力學性能的影響及強化機制

PERDRIX等[54]研究C對Ti-48Al合金顯微硬度的影響，結果發(fā)現隨著碳含量增加，合金的顯微硬度先增加隨后在達到C的固溶極限后趨于穩(wěn)定，而Ti2AlC的析出對顯微硬度影響較小。本文作者認為，顯微硬度增加的原因主要在于C合金化同時提高了合金中2相的體積分數和硬度。GERLING[10]的研究表明，0.5%C(摩爾分數)可使Ti-45Al-5Nb合金的顯微硬度提高14%，而在該合金中并未觀察到碳化物析出，因此，本文作者認為合金的硬化主要來自于C元素的固溶，而這也與CEGAN等[44]的研究結果一致。研究者[19, 29]在對TNM合金C合金化的研究中同樣發(fā)現，在C的固溶極限內，合金的顯微硬度隨C含量增加而明顯提高，但是無論是粗大的Ti2AlC還是細小的Ti3AlC，對合金的硬度均無顯著影響。因此，目前國內外大部分研究者認為含碳TiAl合金的硬化主要來自于C元素的固溶硬化。

除了提高硬度，研究者發(fā)現碳合金化還可以提高TiAl合金的強度和蠕變抗力，然而其強化機制則存在分歧。PARK等[23]發(fā)現，添加0.3%C(摩爾分數)后，Ti-46.6Al-1.4Mn-2Mo合金經800 ℃時效處理后析出的細小Ti3AlC可有效提高合金的屈服強度和高溫蠕變抗力，800 ℃時，屈服強度達到700 MPa，較基體合金提高近200 MPa，其強化程度遠高于室溫。同時，合金的初級蠕變應變和最小蠕變速率得到抑制，蠕變斷裂壽命明顯提高。作者認為該合金屈服強度和蠕變抗力提高的主要原因在于兩點：1) C添加細化片層厚度，額外增加的片層界面可有效阻礙位錯滑移和蠕變過程中的晶界滑移；2) 時效析出的碳化物阻礙高溫變形過程中位錯的滑移和攀移而引發(fā)沉淀強化效果。GOUMA等[45]認為添加適量的C可以顯著提高近組織的蠕變抗力，使其接近甚至超過全片層組織。WORTH等[56]的研究發(fā)現，C合金化可以有效降低高溫蠕變時的最小蠕變速率，其對近組織和雙態(tài)組織高溫蠕變抗力的提升較全片層組織更為顯著，并認為由C原子固溶引發(fā)的對位錯滑移的拖曳阻礙作用是近和雙態(tài)組織中蠕變抗力提高的主要原因。

APPEL等[13]則認為在含碳TiAl合金高溫變形過程中，固溶的C原子是一種弱的滑移障礙，其強化效果弱于沉淀強化，而沉淀強化的效果則與沉淀相的尺寸、形態(tài)以及分布狀態(tài)密切相關。CHRISTOPH等[21]在Ti-48.5Al-0.37C合金中發(fā)現在高溫變形過程中完全位錯和孿生不完全位錯均被彌散分布的納米針狀Ti3AlC顆粒釘扎，并導致位錯發(fā)生彎折，如圖8(a)所示。本文作者認為這種位錯與沉淀相的相互作用在低蠕變速率和高溫下將一直存在，從而提高合金的高溫強度和蠕變抗力，而粗大的碳化物和分散的分布則對合金的強化無顯著效果，甚至反而惡化合金的強度和蠕變抗力。研究者發(fā)現間隙原子C同樣可以改善新型beta-TiAl合金的高溫蠕變抗力，但是其強化機制較為復雜，被認為是以下幾種因素的綜合作用[30, 57]：1) 固溶的C原子降低片層組織的退化動力學，提高其高溫穩(wěn)定性；2) C合金化降低0相體積分數，弱化0相對蠕變抗力的負面作用；3) 細化片層厚度；4)相中析出的Ti3AlC阻礙位錯滑移。

部分研究者認為，彌散分布的細小Ti3AlC顆粒雖然可以提高合金的高溫強度和蠕變抗力，但是其易于發(fā)生OSTWARD熟化反應而發(fā)生粗化或者在高溫和長時作用下直接分解，從而降低了合金的蠕變壽命和服役穩(wěn)定性，因此熱力學更穩(wěn)定的Ti2AlC則被視為提高TiAl合金高溫強度和蠕變抗力最具潛力的碳化 物[49, 58?59]。KIM等[9, 49]研究者發(fā)現，Ti-46.5Al-3Nb-2Cr- 0.2W(K5)-0.1%C近全片層組織經過900 ℃時效可在片層界面沿片層方向析出納米針狀Ti2AlC相，時效后合金的蠕變抗力得到顯著提高。本文作者認為這些沿/片層界面分布的Ti2AlC顆?？梢跃S持類似于原始2/的硬界面，而非單純的/軟界面，在變形過程中這類新的界面將有效阻礙位錯的滑移，從而提高合金的蠕變抗力，如圖8(b)所示。通過上述分析可以發(fā)現，C對TiAl合金的力學性能的影響非常復雜，僅僅添加C并不足以直接改善合金的強度和蠕變抗力，其強化機制與C原子存在狀態(tài)、碳化物特征及合金組織狀態(tài)密切相關，有待于進一步的研究。

圖8 碳化物沉淀強化[21, 49]

7 結語

間隙原子C在TiAl合金顯微組織及力學性能方面的作用經過近二十年的研究，取得了一定的成果。但是由于其對力學性能的影響具有兩面性且作用機制非常復雜，因此，在采用C合金化改善TiAl合金顯微組織和力學性能的同時，需根據合金成分及預期的組織狀態(tài)確定C元素的最優(yōu)添加量和存在形式，更要嚴格控制碳化物的種類、形態(tài)、尺寸及分布狀態(tài)。因此，針對間隙原子C在TiAl基合金中的研究現狀，可以進一步通過實驗及模擬手段研究合金成分、熱處理工藝、碳化物的種類、形態(tài)、尺寸及分布狀態(tài)等對TiAl基合金顯微組織、強度和蠕變抗力的影響關系，明確顯微組織細化機制，揭示不同工藝條件下的碳化物析出、長大的動力學機制，闡明合金成分?組織狀態(tài)?熱處理工藝?力學性能之間的關系規(guī)律，進一步提高-TiAl基合金的力學性能，為合金的成分設計、熱處理工藝的開發(fā)及應用奠定重要的理論基礎，推動-TiAl基合金的工程化應用。

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Research progress of interstitial atom C in-TiAl based alloy

HAN Jian-chao1, WANG Xu-dong1, ZHANG Jian-lin1, ZHANG Chang-jiang2, ZHANG Shu-zhi2, XIAO Shu-long3, CHEN Yu-yong3

(1. College of Mechanical Engineering, Taiyuan University of Technology, Taiyuan 030024, China; 2. School of Materials Science and Engineering, Taiyuan University of Technology, Taiyuan 030024, China; 3. State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China)

As a highly promising material for high-temperature structural applications, the weakness of TiAl alloy, such as coarse microstructure, poor strength and creep resistance, under the service condition of elevated temperature becomes the key to limit its application. Alloying is treated as the effective solution for the improvement of microstructure and mechanical properties. The status quo of the research on interstitial carbon in-TiAl based alloy was summarized. The solid solubility of carbon in-TiAl based alloy and influence factors were stated emphatically. The structure, morphology, distribution and precipitation behavior of carbides were revealed detailly. Furthermore, the influence and mechanism of interstitial carbon on microstructure, strength and creep resistance at elevated temperature in-TiAl based alloy were analyzed. Some suggestions for the research on carbon addition in-TiAl based alloy were proposed.

TiAl based alloy; interstitial atom C; carbide; microstructure; mechanical property; strengthening mechanism

Projects(51504163, 51604191) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(MC2016-01) supported by the Shanxi Province Science and Technology Major Projects, China; Project(800101-02030017) supported by the Qualified Personnel Foundation of Taiyuan University of Technology, China; Project(2016QN10) supported by the Special/Youth Foundation of Taiyuan University of Technology, China

2017-07-03;

2017-10-10

HAN Jian-chao; Tel: 0351-6014008; E-mail: hanjianchao@tyut.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.09.07

1004-0609(2018)-09-1765-10

TG146.2

A

國家自然科學基金資助項目(51504163，51604191)；山西省重大專項資助項目(MC2016-01)；太原理工大學科研啟動基金資助項目(800101-02030017)；太原理工大學青年科學基金資助項目(2016QN10)

2017-07-03；

2017-10-10

韓建超，講師，博士；電話：0351-6014008；E-mail：hanjianchao@tyut.edu.cn

(編輯 李艷紅)