導讀：增材合金首先經曆一個(ge) 快速凝固過程，接著進入熱循環，這促進了微觀組織回到平衡。其中的微觀結構行為(wei) 有時十分複雜而不可思議，從(cong) 而極大地限製了增材製造中微觀結構的可定製性。為(wei) 了更好地理解快速凝固的 TiAl 合金的顯微組織，研究者對 Ti-47Al-2Cr-2Nb 粉末進行時效處理，揭示了多尺度的顯微組織演化行為(wei) ，並從(cong) 熱力學和動力學角度綜合分析了顯微組織轉變機製。快速凝固TiAl合金基本保留了α2相，並在不同溫度下轉變為(wei) 納米片層組織或等軸γ組織; 片層組織和等軸γ晶粒的競爭(zheng) 生長決(jue) 定了完全不同的顯微組織選擇。更重要的是，在這些微觀結構轉變過程中，首次發現了非典型的片層和孿晶轉變途徑。在殘餘(yu) α2相中發現了6h型長周期堆積有序(LPSO)相，在等軸γ晶粒中發現了9R-和18r型LPSO相。6h型LPSO相轉變為(wei) 納米γ板條，其形成驅動力來源於(yu) 殘餘(yu) α2相中儲(chu) 存的極高彈性能。9R-和18r型LPSO相轉變為(wei) 更穩定的γ孿相，降低了係統的整體(ti) 能量。這項研究可能會(hui) 進一步加深對增材製造的TiAl合金組織的了解，從(cong) 而提高組織的可調性。

增材製造(AM)是製造技術上的一項偉(wei) 大創新，因為(wei) 它顛覆了傳(chuan) 統的觀念——通過從(cong) 鋼錠上去除製造零件，利用多層積累技術可直接製備複雜元件。同時，由於(yu) 在製造過程中的快速凝固和多次熱循環，增材製造合金通常表現出一些顯著的組織特征，其中一些特征非常特殊，可能會(hui) 帶來力學性能的突破。

金屬間化合物TiAl合金是一種極具發展前景的高溫結構材料，在航空航天領域有著廣泛的應用前景。增材製造 TiAl 合金的研究始於(yu) 過去十年，此後相關(guan) 的微觀結構表征的研究也一直深入開展。結果表明，相組成和顯微組織形態因工藝參數而存在差異，且幾乎所有的顯微組織都在合金中觀察到。研究采用直接激光沉積技術製備了含有特殊交替層狀顯微組織的 Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金，其中形成的一些長周期堆疊有序 (LPSO) 相使合金具有優(you) 異的機械性能。

盡管我們(men) 已經觀察到 AMed Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金中的 LPSO 相，並在原子尺度上表征了它們(men) 的堆疊順序，但對於(yu) 這些結構的形成方式以及它們(men) 在從(cong) 快速轉變過程中是否是中間結構仍然存在一些問題。凝固狀態達到平衡。同時，由於(yu) 以前隻有少數研究關(guan) 注這種轉變行為(wei) ，而且研究僅(jin) 限於(yu) 個(ge) 體(ti) 條件和規模，因此沒有足夠的信息來充分了解微觀結構演化。非平衡 TiAl 合金中 LPSO 相的形成過程及形成機製. 因此，必須進行全麵、係統的調查來解決(jue) 這些差距。

上海交通大學激光製造與(yu) 材料改性重點實驗室顧劍鋒教授團隊研究人員通過對快速凝固TiAl粉末進行一係列時效處理，研究了不同溫度下TiAl粉末的相變行為(wei) 。強調了多尺度的微觀結構表征和回歸平衡過程中的中間結構。快速凝固的粉末幾乎隻保留了α 2相。保留的α 2相根據溫度轉變為(wei) 兩(liang) 種不同的微觀結構，即層狀和等軸γ 微觀結構。層狀和等軸γ微觀結構的生長速率之間的競爭(zheng) 決(jue) 定了最終的微觀結構。研究結果可為(wei) 理解AMed TiAl合金的相變機理提供一個(ge) 新的視角。相關(guan) 研究成果以題為(wei) “Atypical pathways for lamellar and twinning transformations in rapidly solidified TiAl alloy”的論文發表在金屬頂刊《Acta Materialia》上。

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https://doi.org/10.1016/j.actamat.2022.117718

LPSO相具有複雜的長程結構，根據閉包原子層的堆積周期，可以形成菱形(R)和六邊形(H) Bravais晶格。目前對LPSO相的研究主要集中在含稀土鎂合金上，其微觀組織、結晶學、相變過程和強化機製已被廣泛報道。自20世紀90年代以來，TiAl合金中存在LPSO相已被報道，但對於(yu) TiAl合金中LPSO相的存在也存在爭(zheng) 議迄今為(wei) 止，對γ基TiAl合金中LPSO相的研究較少。這些LPSO相的晶體(ti) 結構、形成機理和作用有待進一步研究。

圖1所示。(a) RS Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的BSE圖像，顯示出樹枝狀微觀結構形態。(b)與(yu) (a)中線掃描相對應的枝晶和枝晶間的化學分布。(c) RS粉末的XRD譜圖與(yu) α2(Ti3Al)和γ(TiAl)相的標準衍射譜圖相比。(a = 5.7640 Å， c = 4.6640 Å;γ相的a =3.9139 Å， c = 3.9968 Å)，使用CrystalMaker軟件獲得衍射信息。插入的衍射圖案是一個(ge) 局部放大的圖像，比較峰移與(yu) 標準α2衍射圖案。(d) RS粉末的相圖(紅色和藍色分別代表α2和γ相)和反極圖(IPF)圖像。

圖 2. (a) RS 粉末的明場 (BF) 圖像和 (b) 其對應的 [112¯0]α2 SAED 圖案，其中黃色箭頭表示 SAED 圖案中的超晶格點。

圖 3. (a) 在 700°C 下老化處理不同時間的粉末的一般 XRD 圖譜和 (b) (a) 中虛線矩形的放大圖譜，2θ 範圍為(wei) 34° 至 48°。

圖 4. 700°C 時效處理的粉末的顯微組織形態。（a1-d1）隨著保持時間從(cong) 5 分鍾增加到 4 小時，整個(ge) 粉末的相圖。α2 和 γ 相分別用紅色和藍色表示；(a2-d2) (a1-d1) 中局部放大區域的相位圖；(a3-d3) 粉末的相應 BSE 圖像。黃色虛線、紅色虛線和紅色箭頭表示初生α2晶粒的邊界、初生α2晶粒中的層狀取向和分布在初生邊界周圍的γ晶粒。

圖 5. 700°C 時效處理的粉末層狀結構的 BF 和 HR-TEM 圖像。(a, b) 5 分鍾；(c, d) 30 分鍾；(e, f) 4 小時。SAED 模式和 FFT 圖像分別插入到 BF 和 HR-TEM 圖像中。

圖 6. (a) 6H/α2 板條的 HR-TEM 圖像。(b, c) 6H 板條的放大 HR-TEM 圖像及其對應的 FFT 圖像；(d, e) α2 矩陣的放大 HR-TEM 圖像及其相應的 FFT 圖像。

圖 7. (a) 功率在 900°C 時效處理不同時間的 XRD 譜圖和對應於(yu) (002)γ/(200)γ, (202)γ/(220)γ和 (113)γ/(311)γ 的放大圖 113)γ/(311)γ 峰。(b) 作為(wei) 老化時間的函數的分裂度。

圖 8. 隨著時效時間從(cong) 5 分鍾增加到 4 小時，在 900°C 時效處理的粉末的微觀結構形態。(a1-d1) IPF 圖像；整個(ge) 粉末的相圖插入在右上角；在相位圖中，α2 和 γ 相分別用紅色和藍色表示。(a2-d2) 放大的 BSE 圖像，其中黃色箭頭表示等軸 γ 晶粒中的納米板。

圖 9. 900℃時效處理的粉末的 TEM 照片。(a1-a4) 5 分鍾；(b1, b2) 30 分鍾；(c1, c2) 4 小時。(a1, b1, c1) 插入 SAED 圖像的等軸 γ 晶粒的 BF 圖像；(a2) (a)中(002)γ孿晶點對應的γ孿晶板條的DF圖像；(a3, a4, b2) 插入 FFT 圖像的 γ 矩陣中特殊結構的 HR-TEM 圖像；(c2) 具有直線邊界的 γtwin 板條的 HR-TEM 圖像。

圖 10 等軸 γ 晶粒中 9R 結構的 HR-TEM 圖像。(b, c) 9R 結構的放大 HR-TEM 圖像及其相應的 FFT 圖像。(d, e) γ 矩陣的放大 HR-TEM 圖像及其相應的 FFT 圖像。

圖 11 等軸 γ 晶粒中 18R 結構的 HR-TEM 圖像。(b, c) 18R 結構的放大 HR-TEM 圖像及其相應的 FFT 圖像。(d, e) γ 矩陣的放大 HR-TEM 圖像及其相應的 FFT 圖像。

圖 12 (a) 9R 結構與(yu) γtwin 板條之間的過渡區。(b-c) γ 矩陣、γtwin lath 和 9R 結構的 FFT 圖像，分別對應於(yu) (a) 中表示的矩形。

根據以上計算結果 ，得出層狀結構增長最快的結論；等軸γ晶粒在保留的α 2相中生長較慢，但在納米層狀結構中表現出最慢的生長。隨著溫度的升高，雖然所有的生長速率都有很大的提高，但它們(men) 是明顯不同的，不同的微觀結構選擇被認為(wei) 是由不同的生長速率引起的。