TiAl基合金具有低密度、高比强度、高比刚度、良好的抗蠕变性能等，被认为是航空航天推进系统高温结构部件的重要候选材料，在航空发动机低压涡轮叶片、旋流器以及航天飞机的蒙皮等高温部件上具有广泛的应用前景，同时也是汽车发动机用增压涡轮和排气阀等零件的理想材料^{[1, 2, 3]}，但由于其室温脆性及高温抗氧化性不强阻碍了它的应用。Ti-Al基合金的性能对其显微组织相当敏感，一般认为,具有较小晶粒(50～250μm)、较薄层片(50～500nm)、锯齿状晶界的全层片组织有较好的综合力学性能^[4]。合金化、热处理、热机械处理等手段被用来改善Ti-Al基合金的组织和性能^{[5, 6, 7, 8]}。研究发现^{[8, 9]}，Nb可以显著改善TiAl合金的高温抗氧化性，利于合金塑性提高，高铌TiAl合金成为TiAl基合金的发展趋势之一。稀土元素由于具有合金熔体净化作用和合金的细化作用而被广泛应用于合金中，近年来，稀土Y元素被用于高铌TiAl基合金的研究中^{[10, 11, 12]}，研究发现，Y可以提高合金氧化层的黏附性，显著提高合金的高温抗氧化性。含Y合金的研究主要集中在热机械处理后性能方面，目前，关于含Y高铌TiAl基合金的铸态和均匀化处理后微观组织的研究报道较少，本工作以Ti-45Al-8Nb合金为基，研究Y微合金化及均匀化处理工艺对合金显微组织的影响，并进一步探索Y对微观组织的作用机制。

实验选取纯钛棒(99.9%，质量分数，下同)、粒状纯铝(99.9%)、片状纯钇(99.9%)、NbAl中间合金为原料，采用真空非自耗电弧炉熔炼名义成分为Ti-45Al-8Nb-xY(x=0,0.1,0.3，原子分数/%，下同)的合金纽扣铸锭，为使合金成分均匀，每个成分的合金均反复熔炼4次以上。在每个铸锭的相同位置线切割取样。对合金进行三种不同制度的均匀化处理，处理工艺如表 1所示。利用光学金相显微镜观察试样的原始组织和热处理后的组织。采用Cu靶X射线衍射仪(XRD)进行合金的相组成分析，利用扫描电镜背散射电子成像模式(Scanning Electronic Microscope-Backscattered Electron Image,SBSE)结合能谱分析(EDS)进行相的形貌观察及成分分析。金相和SBSE观察用试样按照标准机械抛光方法制备，腐蚀液为5mL HF+10mL HNO₃+85mL H₂O。

图 1为Ti-45Al-8Nb-xY(x=0,0.1,0.3)合金的铸态光学显微组织。由图 1(a)可见，Ti-45Al-8Nb合金的铸态组织为粗大的全片层组织，层片团生长的方向性明显,具有柱状晶特征；加入0.1%Y后，合金的组织仍为全片层组织(图 1(b))，但层片团尺寸变小，并且在组织中出现少量尺寸细小的等轴γ相；随着Y加入量增至0.3%，层片团生长的柱状晶特征明显减弱，层片团之间的γ相数量增多,组织仍为全片层组织(图 1(c))。

	图 1 铸态Ti-45Al-8Nb-xY合金的显微组织 (a)x=0；(b)x=0.1；(c)x=0.3 Fig. 1 Microstructure of as-cast Ti-45Al-8Nb-xY alloys (a)x=0;(b)x=0.1;(c)x=0.3
图选项

图 2~4为Ti-45Al-8Nb-xY(x=0,0.1,0.3)合金均匀化处理后的光学显微组织。由图 2可见，经过工艺I的相对较低温度下较长时间的均匀化处理后，在Ti-45Al-8Nb合金中获得全片层组织，层片团尺寸较铸态组织有所减小，在较大尺寸层片团间存在一些小尺寸的层片团，这些小尺寸层片团层片较粗，另外，组织中存在极少量形态不规则的γ相(图 2(a))；在加入0.1%Y后的合金中获得的组织介于近层片和双态组织之间，组织内含有较大的层片团、较小的层片团、一些等轴γ相和一些白色的相(图 2(b))；在加入0.3%Y的合金中获得的组织为由层片团和等轴γ相构成的双态组织，组织内也存在一些白色相，与加入0.1%Y的合金相比，该组织中层片团尺寸减小，而等轴γ相尺寸增大(图 2(c))。在许正芳等^[13]进行的对高铌TiAl基合金的热处理研究中发现了类似的白色相，高倍背散射图像显示该白色相为层片厚度细小的层片团。

	图 2 Ti-45Al-8Nb-xY合金经工艺Ⅰ均匀化处理后的显微组织 (a)x=0;(b)x=0.1;(c)x=0.3 Fig. 2 Microstructure of the Ti-45Al-8Nb-xY alloys after homogenization treatment by processⅠ (a)x=0;(b)x=0.1;(c)x=0.3
图选项

图 3为经过工艺Ⅱ的相对较高温度下较短时间均匀化处理后三种合金的显微组织，可以看出，Ti-45Al-8Nb及加入0.1%Y的合金组织均为全片层组织，个别大尺寸层片团之间产生了小的层片团，大层片团内的层片间距明显细化(图 3(a),(b))；加入0.3%Y的合金组织介于近层片组织和双态组织之间，此时的等轴γ相数量较工艺I中的少，且尺寸减小(图 3(c))。与工艺I相比，三种合金中层片团尺寸均较大。

	图 3 Ti-45Al-8Nb-xY合金经工艺Ⅱ均匀化处理后的显微组织 (a)x=0；(b) x=0.1；(c)x=0.3 Fig. 3 Microstructure of the Ti-45Al-8Nb-xY alloys after homogenization treatment by processⅡ (a)x=0;(b)x =0.1;(c)x=0.3
图选项

图 4是经过工艺Ⅲ均匀化处理后三种合金的光学显微组织，该工艺与工艺Ⅱ加热温度相同，但保温时间较长。此时，在Ti-45Al-8Nb及加入0.1%Y合金的全片层组织中存在较多层片间距较大、尺寸较小的层片团，层片团平均尺寸减小(图 4(a),(b))；加入0.3%Y的合金组织仍介于近全片层和双态组织之间，但与工艺Ⅱ的组织相比，其等轴γ相尺寸增大，层片团的尺寸减小(图 4(c))。

	图 4 Ti-45Al-8Nb-xY合金经工艺Ⅲ均匀化处理后的显微组织 (a)x=0；(b) x =0.1；(c)x=0.3 Fig. 4 Microstructure of the Ti-45Al-8Nb-xY alloys after homogenization treatment by process Ⅲ (a)x=0;(b)x=0.1;(c)x=0.3
图选项

经过工艺Ⅲ均匀化处理后三种合金的XRD分析表明(图 5)，三种合金的组织中均含有α₂-Ti₃Al,γ-TiAl和β(B₂)相，在加入Y的合金中还含有YAl₂和Y₂O₃相。在合金的背散射图像上(图 6)可观察到白色粒状与棒状析出相弥散分布在晶界和晶内，随着Y加入量的增多，钇化物数量增多，平均尺寸增大。SBSE-EDS分析表明(见图 7与表 2)，白色析出物为富Y相。在背散射图像上，没有发现明显的β(B₂)相衬度。

	图 5 经工艺Ⅲ均匀化处理后Ti-45Al-8Nb基合金的XRD谱 Fig. 5 XRD patterns of Ti-45Al-8Nb based alloys after homogenization treatment by process Ⅲ
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	图 6 Ti-45Al-8Nb-xY合金经工艺Ⅲ均匀化处理后的SBSE图像 (a)x=0;(b)x=0.1;(c)x=0.3 Fig. 6 SBSE micrographs showing microstructure of Ti-45Al-8Nb-xY alloys after homogenization treatment by process Ⅲ (a)x=0;(b)x=0.1;(c)x=0.3
图选项

	图 7 Ti-45Al-8Nb-xY合金中的富Y相 (a)x=0.1；(b)x=0.3 Fig. 7 Y-rich phase in the Ti-45Al-8Nb-xY alloys (a)x=0.1;(b)x=0.3
图选项

经过均匀化处理工艺Ⅲ的合金中存在的有序β(B₂)相不是在均匀化处理过程中形成的，而是在铸态合金中形成的^[14]。根据平衡相图^[15]，TiAl-8Nb合金在平衡凝固过程中会经历L→L＋β→β→β＋α→α→α＋γ→ Lamellar(α₂＋γ)＋γ的相变过程，由于实际凝固过程中合金冷却速率较快，在β→α的转变过程中作为β相稳定元素的Nb富集在形成的α相晶界处来不及扩散均匀，冷却到室温时合金组织晶界处有序β相的存在,形成了晶界处的β(B₂)偏析；一般认为^[16]，存在β相稳定元素的合金的凝固路线为L→β＋L→β→β＋α＋γ→α＋γ→Lamellar(α₂＋γ)＋β(B₂)＋γ，因此Ti-45Al-8Nb合金的铸态组织中包括大量的(α₂＋γ)层片团和晶界上少量的β(B₂)相及γ相，由于γ相数量极少，获得的组织是全片层组织。稀土Y对高铌TiAl合金微观组织的细化效果显著，其作用机制被归纳为以下方面^[17]：首先，稀土Y是表面活性元素，可以降低液态金属的表面张力，生成晶核所要求的能量起伏就明显减小，从而降低了形成临界尺寸晶核所需的功，增加结晶核心；其次，Y的化学活性大，对氧原子有很强的亲和力，凝固初期，Y易在固液界面前富集，形成稳定的Y₂O₃氧化物从而抑制β相的晶核长大并促进β相的形核数量；另外，Y在固液界面的富集会造成结晶前沿的成分过冷，使领先相产生分枝，在晶界处出现偏析，阻碍晶界移动，降低晶体长大速度，从而细化晶粒。李宝辉等^[18]在研究Y对TiAl基合金的作用时未发现Y₂O₃的存在，只发现了YAl₂；郝志江^[19]在研究中发现，含一定铌的TiAl合金中加Y后组织中只形成YAl₂，而在高铌的O型合金中形成了Y₂O₃，但作者在前期进行的高铌TiAl合金的铸态组织研究中发现了YAl₂和Y₂O₃的同时存在^[20]，YAl₂为高熔点化合物，其熔点高于1700℃，具有立方结构^[20]，因此在液相凝固时可能作为异质形核核心。

在1260℃长时间均匀化处理后，名义成分为Ti-45Al-8Nb的合金获得的组织为全片层组织，说明该温度处于合金的T_α附近，而加入Y的合金获得的组织是典型的双态组织，说明该温度处于合金的α+γ区域，因此加入Y后合金的相变温度T_α提高。加入0.3%Y的合金中等轴γ相比加入0.1%Y的合金多，表明Y加入量越多，T_α升高得越多。在1280℃均匀化处理后，加入0.1%Y和0.3%Y的合金分别为全片层组织和近全片层组织，说明加入0.1%Y合金的T_α相变温度高于1280℃，而加入0.3%Y合金的T_α相变温度低于1280℃。当铸态合金在高于T_α温度进行保温时，发生全片层组织向α相的转变，即(α₂+γ)→α+γ→α，由于铸态层片非常稳定，在缓慢加热及保温过程中形态完整的铸态层片组织内α晶粒形核困难^{[21, 22]}，但在层片团的边界等处能量较高，较易发生α相形核，热处理温度越高于T_α，过热度越大，越有利于晶界处α晶粒的形成，此外，保温时间越长，形成的新α相就越多，且α晶粒越大，从而在冷却时获得的层片团也越多，新形成的α晶粒成分较均匀，结构较完整，在随后的冷却过程中γ相形核驱动力小，因此层片间距较大；而在T_α以上保温时，铸态层片内通过原子扩散实现(α₂+γ)→α+γ→α转变，由于铸态层片的稳定性，该转变过程缓慢，在保温时间有限的情况下，α+γ→α转变进行得不完整，获得的α相成分不均，在随后的冷却过程中γ相析出容易，因而获得的层片细小。在加入Y合金的铸态组织中层片团尺寸较小，层片边界较多，利于相变过程中新相的形核，因此热处理后获得的晶粒尺寸较小。

铸态高铌TiAl基合金组织中形成的β相在均匀化退火过程中由于Nb元素的偏析而具有一定的扩散激活能^[23] ,从而具有一定的迁移速率,但这种扩散只在β相周围很小的边界层内,为此需要长时间的保温,最终能够充分扩散均匀使β相消失。许正芳等^[13]研究多组元高铌TiAl合金在α+γ相区退火时，认为β相以另外的方式消失：β相首先发生溶解,从其周围的γ相和片层团L(α₂ +γ)中吸收Al而排出Ti ,优先在β相和γ相以及β相和片层团L(α₂+γ)的界面处形成α,从而在γ相和片层团L(α₂+γ)的周围出现了α,同时β相中Al含量增加,当其达到α相的成分时就转变为α。虽然本实验的均匀化处理温度较高、时间较长，但β相仍然存在，因此可以认为其以迁移方式分解，由于保温时间不够长，β相没有完全分解。

(1)加入Y可以细化Ti-45Al-8Nb基合金的铸态显微组织，且随着加入量由0.1%增加到0.3%，细化效果明显提高。

(2)经过不同工艺的均匀化处理后，Ti-45Al-8Nb合金内的组织均为全片层组织；当均匀化处理温度较低时，加入Y后的合金获得的组织为双态组织，当均匀化处理温度较高时，加入0.1%Y的合金组织为全片层，加入0.3%Y的合金组织介于双态组织和全片层组织之间。Y的加入提高了Ti-45Al-8Nb合金的相变温度可能为引起上述组织变化的原因。

(3)Y在高铌TiAl基合金中以富钇化合物的形式存在于层片团晶界和晶内，随着Y加入量增多，钇化物数量增多，平均尺寸增大。

(4)高铌TiAl基合金铸态组织中形成的β(B₂)偏析难以通过均匀化处理的方式消除。