β相穩定元素對TiAl合金高溫變形行為的影響

馬騰飛，陳瑞潤

(1.哈爾濱工業大學，黑龍江 哈爾濱 150001)(2.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

0 引 言

TiAl合金是一種新型輕質高溫結構材料，具有密度低、高溫比強度和比模量高、高溫抗蠕變和抗氧化性能優異等優點，在航空航天、汽車等領域極具應用前景[1-2]。然而TiAl合金較低的室溫塑性以及較差的高溫變形能力，直接制約了其在工程上的應用。為此，國內外學者進行了大量的探索，主要是通過合金化和熱機械處理來獲得均勻、細小和少偏析的組織。

通過添加Nb、Mo、V、Cr、Mn等β相穩定元素，利用β相凝固來減少或者消除成分偏析、細化組織，這已經成為TiAl合金成分設計的重要手段之一[3-5]。在TiAl合金中添加β相穩定元素后會形成B2相，B2相在高溫下能夠協調變形、改善熱加工能力，據此研究人員開發出了具有良好熱加工性能的新型β-γTiAl合金[6-8]。Clemens 等人[6]設計了TNM(Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B)合金，并采用常規鍛造設備和軋機，成功軋制出TiAl合金板材?？追矟热薣8]通過在TiAl合金中添加9%(原子分數)的V元素，采用包套鍛造和軋制技術成功制備出了TiAl合金板材。新型β-γTiAl合金的熱加工性能遠遠好于傳統TiAl合金，為TiAl合金的工程化應用提供了保障，因此新型β-γTiAl合金的成分設計以及熱塑性加工也成為了國內外的研究熱點。本研究主要考察β相穩定元素對TiAl合金熱變形行為的影響規律，進一步揭示β相穩定元素對TiAl合金軟化機制的影響。

1 實 驗

Ti-44Al合金采用水冷銅坩堝真空感應熔煉，Ti-44Al-6Nb、Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金采用二次真空自耗電弧爐熔煉。利用線切割從3種TiAl合金鑄錠上切取φ8 mm×12 mm試樣進行熱壓縮實驗。

采用Gleeble-1500D熱模擬試驗機對3種TiAl合金進行熱壓縮。壓縮溫度分別為1 100、1 150、1 200、1 250 ℃，應變速率為0.01 s-1，工程應變量為60%。采用Pt-Rh熱電偶對變形過程中溫度進行實時監測。升溫速率為5 ℃/s，保溫3 min。壓縮結束后立即將試樣淬火保留高溫組織以便后期觀察。

采用D/Max-RB旋轉陽極 X 射線衍射儀對TiAl合金進行物相鑒別，測試使用Cu靶，λ=0.154 157，2θ范圍為20°～90°，加速電壓40 kV，電流40 mA，掃描速度5°/min。

采用金相砂紙將鑄態試樣和熱壓縮后淬火試樣機械研磨至2000#，然后利用Cr2O3懸浮液進行機械拋光。為了能夠更加清晰地觀察TiAl合金的片層組織，采用Kroll試劑(5%HF+5%HNO3+90%H2O，體積分數)對拋光后的試樣進行輕腐蝕，腐蝕時間為5～8 s。采用Quanta 200FEG型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)及EDS附件進行微觀組織觀察及析出相成分分析。

2 結果與討論

圖1為Ti-44Al、Ti-44Al-6Nb及Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金典型鑄態組織的SEM照片。由圖1 可以看出，TiAl合金室溫組織為全片層組織，片層團尺寸為幾百個微米。β相穩定元素能夠促使合金由α凝固向β凝固轉變，使TiAl合金發生徹底的β凝固，β凝固的合金可以通過β相與α相之間的Blackburn取向關系細化組織。通過對比圖1a、b、c，發現添加β相穩定元素后，合金片層團尺寸減小，如Ti-44Al-6Nb合金片層團較Ti-44Al合金細化。添加β相穩定元素Nb、Cr、V后，在片層團內部分布著魚骨狀白亮色的偏析物，如圖1b、c所示。隨著β相穩定元素含量的提高，魚骨狀白亮色偏析物向長條狀轉變，白色偏析物含量也隨之增加。

圖1 鑄態TiAl合金的SEM照片Fig.1 SEM images of as-cast TiAl alloys:(a)Ti-44Al;(b)Ti-44Al-6Nb;(c)Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V

采用EDS對Ti-44Al-6Nb合金中白色析出相進行定量分析，結果如圖2所示。從圖2可以看出，白亮偏析主要是富Nb元素，添加β相穩定元素的TiAl合金在凝固過程中發生β→α轉變，晶界處形核的α相向晶內β相生長，β相穩定元素向β相擴散，α相穩定元素向α相擴散，最終形成了白亮β偏析和Al偏析。已有的研究表明，TiAl合金中β偏析程度隨Nb含量的增加而提高[9]。

為了確定TiAl合金的物相組成，對3種TiAl合金進行了XRD物相分析，結果如圖3所示。由圖3可以看出，Ti-44Al合金主要由Ti3Al相和TiAl相構成，Ti-44Al-6Nb合金和Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金由Ti3Al、TiAl和B2相構成。隨著β相穩定元素含量的增加，B2相衍射峰強度增強。

圖2 Ti-44Al-6Nb合金的EDS分析結果Fig.2 EDS analysis results of Ti-44Al-6Nb alloy:(a)A point in fig.1b;(b)B piont in fig.1b

圖3 鑄態TiAl合金的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of as-cast TiAl alloys

TiAl合金在1 100～1 250 ℃和0.01 s-1條件下的熱壓縮真應力-真應變曲線如圖4所示。由圖4可以看出，3種TiAl合金的真應力-真應變曲線均呈現出典型的動態再結晶軟化特征。在變形初始階段，TiAl合金的位錯密度迅速提高，產生加工硬化，流變應力急劇增加；隨著變形的進行，TiAl合金發生動態回復和動態再結晶軟化，加工硬化與動態回復和動態再結晶軟化相互競爭；當流變應力達到峰值后，動態再結晶軟化效應大于加工硬化，TiAl合金的流變應力隨著應變的增加而降低，最終加工硬化和動態再結晶軟化達到動態平衡，TiAl合金的流變應力達到穩態。3種TiAl合金的流變應力隨著溫度的升高而降低，當變形溫度由1 100 ℃提高到1 250 ℃時，Ti-44Al合金的流變應力由328 MPa降低到148 MPa。對3種TiAl合金不同變形條件下的峰值應力進行分析，發現添加一定量的β相穩定元素后，β相穩定元素能夠提高TiAl合金的峰值應力，如Ti-44Al-6Nb合金。β相穩定元素Nb在合金中產生固溶強化效應，提高合金的熱變形抗力，同時B2相含量較低，其高溫下的軟化作用有限。進一步提高β相穩定元素后(Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V)，如在1 200 ℃/0.01 s-1變形條件下，Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金較Ti-44Al和Ti-44Al-6Nb合金分別降低26%和38%，表明β相穩定元素能夠有效降低TiAl合金熱變形抗力，且β相穩定元素對TiAl合金流變應力的影響隨溫度升高更加明顯。通過對比不同變形溫度下不同TiAl合金的峰值應力發現，Ti-44Al合金在1 250 ℃/0.01 s-1變形條件下的峰值應力為149 MPa，與Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金在1 200 ℃/0.01 s-1變形條件下的峰值應力(145 MPa)相當，表明β相穩定元素可相對降低TiAl合金熱變形溫度大約50 ℃。因此,通過添加β相穩定元素可改善TiAl合金的熱加工成形能力。

圖4 TiAl合金的真應力-真應變曲線Fig.4 True stress-true strain curves of TiAl alloys:(a)Ti-44Al;(b)Ti-44Al-6Nb;(c)Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V

圖5為3種TiAl合金在1 150 ℃/0.01 s-1條件下熱變形后的顯微組織。由圖5可以看出，Ti-44Al合金變形組織主要由粗大的片層團和片層團晶界處少量的動態再結晶組織構成，片層團被拉長或者彎曲，且動態再結晶進行的并不充分，如圖5a所示。而Ti-44Al-6Nb和Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金熱變形組織發生了較大變化，呈現出條帶狀形貌，主要由拉長的片層團和片層團界面處動態再結晶組織構成，同時發現B2相與動態再結晶組織共同存在于片層團晶界處，如圖5b、c所示。通過對比可以發現，動態再結晶程度隨著β相穩定元素含量的增加而提高，表明β相穩定元素能夠促進TiAl合金動態再結晶。Niu等人[9-10]報道了Ti-43Al-6Nb-1B合金和Ti-43Al-4Nb-2Mo-0.2B合金的熱變形機制，發現Ti-43Al-4Nb-2Mo-0.2B合金具有更低的動態再結晶溫度，或者說在相同變形條件下該合金動態再結晶進行的更充分，與本研究結果一致。Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金在相同溫度下具有更低的熱變形抗力，主要歸因于B2相在熱變形過程中協調變形以及β相穩定元素促進動態再結晶。

圖5 TiAl合金在1 150 ℃/0.01 s-1熱變形后的顯微組織Fig.5 Microstructures of TiAl alloys deformed at 1 150 ℃/0.01 s-1:(a)Ti-44Al;(b)Ti-44Al-6Nb;(c)Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V

3 結 論

(1)β相穩定元素可有效細化TiAl合金片層團尺寸，且B2相含量隨著β相穩定元素含量的提高而增加。

(2) TiAl合金流變應力隨β相穩定元素含量的增加而降低，B2相可有效降低熱變形抗力，最大可使峰值應力降低38%。

(3) TiAl合金高溫變形時主要發生片層彎曲、拉長變形，以及片層團晶界處動態再結晶和B2相協調變形。動態再結晶和B2相協調變形是TiAl合金軟化的主要方式，且變形組織強烈地依賴于β相穩定元素含量。