TiAl合金熱加工研究進(jìn)展

張來啟，葛庚午，林均品

金屬間化合物專題

TiAl合金熱加工研究進(jìn)展

張來啟，葛庚午，林均品

（北京科技大學(xué) 新金屬材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083）

TiAl合金作為新一代輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，具有優(yōu)異的高溫性能，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)等領(lǐng)域具有重要應(yīng)用前景。但是TiAl合金具有本征脆性，熱加工窗口窄，熱變形易開裂，限制了其廣泛應(yīng)用。回顧了TiAl合金的發(fā)展歷程，綜述了其熱變形行為以及高溫鍛造、高溫軋制和熱擠壓等熱加工技術(shù)，并指出了TiAl合金熱加工未來發(fā)展方向。

TiAl合金；熱變形行為；熱加工工藝；研究進(jìn)展

航空發(fā)動(dòng)機(jī)被譽(yù)為“工業(yè)之花”，其對(duì)飛機(jī)的可靠性和經(jīng)濟(jì)性具有重要影響。隨著航空工業(yè)的飛速發(fā)展和環(huán)境保護(hù)形勢(shì)的日趨嚴(yán)峻，對(duì)應(yīng)用于航空航天的高溫結(jié)構(gòu)材料提出了更高要求，輕質(zhì)高強(qiáng)和節(jié)能減排成為新的發(fā)展趨勢(shì)。TiAl合金是新一代輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，具有高的比強(qiáng)度與比剛度，良好的高溫強(qiáng)度、蠕變與氧化抗力等高溫性能[1-4]，相比于目前廣泛使用的鎳基高溫合金，TiAl合金的密度低于4.0 g/cm3，遠(yuǎn)小于鎳基高溫合金（8.0～9.5 g/cm3），作為航空航天結(jié)構(gòu)材料，能夠有效提高推重比及燃油效率[5]。TiAl合金的研發(fā)工作一直受到廣泛關(guān)注，國內(nèi)外學(xué)者對(duì)TiAl合金成分–組織–性能之間關(guān)系做了大量研究，取得了豐碩成果，也展示了TiAl合金未來的潛力。

但是，TiAl合金作為有序金屬間化合物，具有本征脆性，其變形能力差、熱加工窗口窄，熱變形易開裂，難以采用傳統(tǒng)工藝進(jìn)行熱加工，目前，熱加工成型仍然是TiAl合金應(yīng)用面臨的關(guān)鍵問題。本文將針對(duì)TiAl合金的熱變形行為及熱加工工藝進(jìn)展進(jìn)行詳細(xì)介紹。

1 TiAl合金的發(fā)展歷程

TiAl合金的發(fā)展已約有50年的歷史，截至目前已經(jīng)發(fā)展了三代合金成分。第一代TiAl合金是美國Pratt & Whitney公司20世紀(jì)70年代中期開展大量研發(fā)篩選的Ti–48Al–1V–0.1C合金[6]。第二代TiAl合金以4822合金（Ti–48Al–2Nb–2Cr）和45XD合金（Ti–45Al–2Mn–2Nb–0.8%TiB2）為代表，前者由美國空軍和GE公司共同開發(fā)，在γ-TiAl合金中具有最優(yōu)的室溫塑性[7]。第三代TiAl合金的典型代表為TNM合金和TNB合金，TNM合金中的關(guān)鍵合金元素為Nb和Mo，該類合金中包含大量β相穩(wěn)定元素，其代表合金成分為Ti–43.5Al–4Nb–1Mo–0.1B，而TNB合金以Nb為關(guān)鍵合金元素，其代表合金成分有Ti–45Al–8Nb–0.2C(TNB-V2)[8-9]。第三代合金的強(qiáng)度和抗氧化性均優(yōu)于第二代。

TiAl合金通常可以分為4種不同的類型。第1類為傳統(tǒng)雙相TiAl合金，該類型合金通常鋁含量較高，該類合金中主要存在α2相和γ相。其成分通常為Ti45-52–Al45-48–X1-3–Y2-5–Z<1，其中X為Cr、Mn和V；Y為Nb、Ta、W和Mo；Z為Si、B和C[10]；第2類為高Nb-TiAl合金。該類合金中Nb含量一般為5%～10%，其高溫屈服強(qiáng)度比傳統(tǒng)TiAl合金提高1倍，同時(shí)具有良好的蠕變抗力和高溫抗氧化能力[11-12]；第3類為β凝固TiAl合金，β凝固TiAl合金中γ相通常低于75%[13]，由于具有更好的變形能力，越來越多學(xué)者對(duì)該類型TiAl合金開展研究。第四類為塊體轉(zhuǎn)變TiAl合金[14]，該類型合金是指在中等冷速下通過高溫α相直接轉(zhuǎn)變?yōu)棣孟嗟暮辖穑ǔＰ枰砑雍辖鹪兀鏣a和Nb來獲得該類合金。

2 TiAl合金的熱變形行為

TiAl合金熱加工困難，熱變形行為的研究對(duì)熱加工工藝的制定及其實(shí)施具有重要的理論指導(dǎo)作用。針對(duì)TiAl合金的熱變形行為，國內(nèi)外眾多學(xué)者展開了研究，主要包括本構(gòu)模型、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為和熱變形相變行為。熱變形本構(gòu)模型和熱加工圖能夠反映材料的合適加工參數(shù)，并且能夠?qū)Σ煌庸?shù)的流變應(yīng)力及組織進(jìn)行有效預(yù)測(cè)，從而為加工參數(shù)的選擇進(jìn)行指導(dǎo)。TiAl合金的本構(gòu)模型能夠通過本構(gòu)方程、機(jī)器學(xué)習(xí)等方式進(jìn)行建立[15-19]。

關(guān)于TiAl合金熱變形的典型本構(gòu)模型為Arrhenius方程，Kong等[15]建立了關(guān)于Ti–46Al–2Cr– 4Nb–0.2Y合金的熱變形本構(gòu)方程和熱加工圖(圖1)，通過熱加工圖能夠獲知能量耗散因子在30%～55%時(shí)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，而當(dāng)能量因子大于60%時(shí)，能發(fā)生超塑性變形。

圖1 應(yīng)變?yōu)?.5時(shí)的熱加工圖[15]

然而，該方法建立的熱變形本構(gòu)方程未考慮應(yīng)變的影響，只利用了最大峰值應(yīng)力一個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)的相關(guān)值來建立本構(gòu)方程。北京科技大學(xué)Xin等[20-21]針對(duì)傳統(tǒng)峰值應(yīng)力法的局限性，提出了本構(gòu)方程建立的應(yīng)變迭代法，將應(yīng)變加入熱變形本構(gòu)方程，充分考慮所有數(shù)據(jù)點(diǎn)應(yīng)變的作用，極大提高了本構(gòu)方程精度；并且利用應(yīng)變迭代法建立的熱變形本構(gòu)方程獲得了β–γ高Nb-TiAl合金的應(yīng)變-應(yīng)變速率-溫度三維能量耗散圖，如圖2所示。研究結(jié)果表明β–γ高Nb–TiAl合金在相同能量耗散效率因子的高溫變形參數(shù)變形后可以獲得相似的微觀組織，并且隨能量耗散效率因子的增大，組織由變形組織過渡到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織，在較大的范圍（≥55%）變形時(shí)可以得到細(xì)小均勻等軸的再結(jié)晶組織。所建立的新型能量耗散圖從能量角度具有表征與預(yù)測(cè)合金熱變形組織的能力，可以用于優(yōu)化合金熱加工參數(shù)。Chu等[22]也使用本構(gòu)方程和動(dòng)態(tài)材料模型研究了β凝固γ–TiAl合金的高溫蠕變熱變形行為和組織變化規(guī)律，進(jìn)一步說明熱變形本構(gòu)方程在TiAl合金熱變形和高溫蠕變中都具有實(shí)用性。

圖2 β–γ高Nb–TiAl合金三維能量耗散圖[20]

近年來隨著計(jì)算機(jī)技術(shù)的發(fā)展，機(jī)器學(xué)習(xí)成為材料研究的有效工具，Ge等[19]通過機(jī)器學(xué)習(xí)的方法建立了β型TiAl合金的人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型，該方法能夠解決傳統(tǒng)數(shù)理統(tǒng)計(jì)方法建立本構(gòu)方程的局限性，其研究結(jié)果證明，人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型避免了數(shù)學(xué)擬合過程，其對(duì)流變應(yīng)力的預(yù)測(cè)更為準(zhǔn)確，如圖3所示。

圖3 人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型及預(yù)測(cè)結(jié)果[19]

動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（Dynamic Recrystallization，DRX）是TiAl合金熱變形過程中的主要現(xiàn)象，同時(shí)是晶粒細(xì)化的關(guān)鍵因素，對(duì)合金性能的改善具有重要影響。金屬材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶方式主要分為非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（Discontinuous Dynamic Recrystallization，DDRX）、連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（Continuous Dynamic Recrystallization，CDRX）和幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（Geometric Dynamic Recrystallization，GDRX）。其中，非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶主要在低層錯(cuò)能材料中出現(xiàn)，通過新晶粒的形核和長大實(shí)現(xiàn)；連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶主要出現(xiàn)在高層錯(cuò)能材料中，變形時(shí)亞晶形成，小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы纾粠缀蝿?dòng)態(tài)再結(jié)晶主要表現(xiàn)為變形晶粒的伸長，通過晶粒的伸長和薄化實(shí)現(xiàn)晶粒的細(xì)化[23]。

TiAl合金中γ相和α相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制目前仍然存在一定爭(zhēng)議。Tian等[24]的研究表明在變形過程中，片層的破碎、分解與片層中α2和γ板條的再結(jié)晶以及γ→α2相變有關(guān)，前者取決于位錯(cuò)滑移和孿晶，后者與溫度、局部應(yīng)力集中和擴(kuò)散時(shí)間有關(guān)。就再結(jié)晶機(jī)制而言，γ相是不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DDRX）模式，而α2相依賴于連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（CDRX）模式，β相起到連續(xù)協(xié)調(diào)變形的作用。Singh[25]認(rèn)為在低溫高應(yīng)變速率變形時(shí)，DDRX起主導(dǎo)作用，獲得了細(xì)小均勻的再結(jié)晶組織，而在高溫低應(yīng)變速率變形時(shí)，DDRX和CDRX共同起作用，導(dǎo)致晶粒尺寸分布范圍較大。Xu等[26]通過等溫壓縮實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)γ相的DRX形核機(jī)制為晶界弓出和漸進(jìn)晶格旋轉(zhuǎn)，即CDRX和DDRX同時(shí)存在，而DDRX僅發(fā)生在尺寸較大的γ晶粒內(nèi)部，隨變形溫度的升高，再結(jié)晶γ晶粒的主要生長機(jī)制從應(yīng)變誘導(dǎo)的晶界弓出轉(zhuǎn)變?yōu)棣?α相的界面遷移，表現(xiàn)為僅有CDRX存在。α相的DRX是通過漸進(jìn)晶格旋轉(zhuǎn)實(shí)現(xiàn)的（圖4），即僅通過DDRX實(shí)現(xiàn)的。目前關(guān)于TiAl合金的幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制尚無報(bào)道。

TiAl合金熱變形過程中，不同相之間的相互作用同樣會(huì)對(duì)變形行為產(chǎn)生影響。研究表明，含有B2相和O相的合金變形時(shí)，B2相的{110}<111>和{112}<111>24個(gè)滑移系中，2條滑移系可以導(dǎo)致O相滑移變形，12條滑移系可以導(dǎo)致O相孿生變形，10條滑移系被O相阻礙[27]。Cheng等[28]對(duì)（γ+βo）合金βo相和γ相相互作用機(jī)制的研究表明，βo基體的晶體旋轉(zhuǎn)導(dǎo)致γ相呈弱織構(gòu)，γ相和βo相變形能力的不同，導(dǎo)致三叉晶界處應(yīng)力集中，為了適應(yīng)應(yīng)力集中，相鄰的βo基體中會(huì)產(chǎn)生大量位錯(cuò)增值/滑移。此外，TiAl合金熱變形時(shí)會(huì)產(chǎn)生相變。Cheng等[29]的相關(guān)研究表明，α2→γ相的轉(zhuǎn)變?cè)谑覝睾透邷刈冃螘r(shí)均可發(fā)生。Zong等[30]認(rèn)為對(duì)于鍛造態(tài)的Ti–46Al–2V–1Cr–0.3Ni合金而言，α2→γ片層相變不僅與變形溫度有關(guān)，還與總應(yīng)變有關(guān)，轉(zhuǎn)變發(fā)生在1 200 ℃和60%總應(yīng)變。Song等[31]的研究表明，由于孿晶界面的原子結(jié)構(gòu)與ωo相的原子排列密切相關(guān)，故α2相的孿晶界面能夠作為ωo相形核的優(yōu)先位置，變形會(huì)重新分配α2板條內(nèi)的成分，從而引發(fā)隨后的α2→ωo相變。

圖4 γ相和α相再結(jié)晶形核機(jī)制[25]

3 TiAl合金的熱加工工藝

3.1 TiAl合金的高溫鍛造

TiAl合金的熱加工工藝主要為高溫鍛造、高溫軋制和熱擠壓等，熱加工溫度范圍通常為熔點(diǎn)溫度的0.7～0.9。TiAl合金高溫鍛造通常采用等溫鍛造和包套鍛造方式。等溫鍛造是將預(yù)熱的工件在高溫進(jìn)行恒溫鍛造，鍛造設(shè)備復(fù)雜，生產(chǎn)成本高，而包套鍛造能夠在普通鍛機(jī)上進(jìn)行，該工藝在降低生產(chǎn)成本的同時(shí)能夠有效防止鍛造過程中TiAl合金溫降過大，此外，包套還可以抵消鍛造過程中產(chǎn)生的二次拉應(yīng)力，從而保護(hù)鍛坯不開裂。經(jīng)過不斷研究和技術(shù)改進(jìn)，目前，TiAl合金的鍛造技術(shù)已經(jīng)取得了顯著進(jìn)展。

我國于20世紀(jì)70年代末期開始研究等溫鍛造工藝，目前在TiAl合金鍛造方面已經(jīng)取得了一定的成果。北京航空材料研究院王淑云等在1 050 ℃以小于0.01 s?1的應(yīng)變速率對(duì)Ti-47Al-2Cr-1V合金進(jìn)行2次等溫鍛造，鍛態(tài)組織在1 250 ℃退火處理后得到了晶粒尺寸為15～20 μm的細(xì)小均勻的雙態(tài)組織[32]。哈爾濱工業(yè)大學(xué)采用特種包套鍛造工藝制備出了500× 46 mm的大尺寸Ti–43Al–9V–Y合金鍛坯[33]；西北工業(yè)大學(xué)采用雙道次鍛造+雙道次退火的包套鍛造工藝制備出了大尺寸TiAl合金鍛坯，所獲得的鍛坯無變形死區(qū)，顯微組織均勻細(xì)小[34]。

北京科技大學(xué)在973、軍工973項(xiàng)目資助下，通過從內(nèi)因和外因兩方面來研制了具有優(yōu)良高溫變形能力的新型β-γ高Nb-TiAl合金并已授權(quán)發(fā)明專利[35-36]，利用商業(yè)版Deform-3D系統(tǒng)模擬了其準(zhǔn)等溫鍛造過程等效應(yīng)力場(chǎng)、應(yīng)變場(chǎng)與溫度場(chǎng)的分布及其鍛造參數(shù)的影響規(guī)律，結(jié)合Gleeble實(shí)驗(yàn)提出了準(zhǔn)等溫鍛造臨界損傷因子判據(jù)[37]，研究了葉片等溫鍛造模擬[38]，建立了熱加工圖和熱加工窗口，系統(tǒng)研究了熱加工特性，從而成功實(shí)現(xiàn)了TiAl合金的多步和單步無包套鍛造，而且一次變形量可高達(dá)80%、可不同方向鍛造，鍛后餅材質(zhì)量良好（表1、圖5）[39]。

表1 不同參數(shù)鍛造工藝[39]

Tab.1 The forging processes with different parameters[39]

圖5 北京科技大學(xué)成功實(shí)現(xiàn)了β–γ高Nb–TiAl合金無包套準(zhǔn)等溫鍛造[39]

Li等[40]通過粉末冶金制備了Ti-45Al-7Nb-0.3W合金，并通過包套鍛造的方式對(duì)該合金進(jìn)行了多向鍛造，多向鍛造后能夠獲得更加細(xì)小均勻的組織，平均晶粒尺寸約為5 μm，β相含量增加并且分布在晶界位置，多向鍛造后的合金表現(xiàn)出了較好的力學(xué)性能，在750 ℃拉伸性能為697 MPa，伸長率為4.5%。Tang等[41]對(duì)Ti–43Al–8Nb–0.2W–0.1Y合金分別進(jìn)行了單步包套鍛造、單步無包套鍛造和多步無包套鍛造，其中多步無包套鍛造在兩個(gè)方向上交替變形，每次變形量不超過40%。研究發(fā)現(xiàn)，單步鍛造存在變形死區(qū)和剪切帶，導(dǎo)致組織不均勻，而多步無包套鍛造表面有輕微裂紋，但是顯微組織比單步鍛造的顯微組織均勻；同時(shí)還發(fā)現(xiàn)在(α+β)兩相區(qū)進(jìn)行鍛造時(shí)，鍛后會(huì)存在較多B2相。20世紀(jì)90年代，德國GKSS公司開始對(duì)TiAl合金等溫鍛造展開研究。他們?cè)?α2+γ)兩相區(qū)對(duì)直徑為270 mm、高250 mm的鑄錠采取一步等溫鍛造獲得了直徑600 mm的鍛坯。

Tetsui等[42]對(duì)成分為Ti–42Al–5Mn的TiAl合金進(jìn)行了等溫鍛造研究。在1 300 ℃采用一次鍛造法將高為150 mm的Ti–42Al–5Mn合金鑄錠鍛造成高為50 mm的鍛坯，該合金同時(shí)能夠?qū)崿F(xiàn)普通熱鍛。鍛造和機(jī)加工試驗(yàn)表明，含β相合金具有比傳統(tǒng)TiAl合金優(yōu)越的熱鍛性能[43-44]。Niu等[45]指出Ti–43Al–4Nb– 2Mo–0.5B合金包套鍛造后900～950 ℃具有超塑性，其原因主要是超細(xì)晶粒動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和β相的高溫軟化作用，同時(shí)對(duì)組織的觀察發(fā)現(xiàn)變形過程中微孔缺陷是導(dǎo)致超塑性變形失效的主要負(fù)面因素。Salishchev等[46]的研究表明，多向等溫鍛造能夠?qū)Я＿M(jìn)行細(xì)化，他們通過對(duì)TiAl合金進(jìn)行多向等溫鍛造，成功獲得晶粒尺寸為0.1～0.4 μm的再結(jié)晶組織。

3.2 TiAl合金的高溫軋制

軋制工藝對(duì)于開發(fā)輕質(zhì)高強(qiáng)TiAl合金板材至關(guān)重要，可應(yīng)用于制造航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)的殼體、蒙皮等，應(yīng)用前景廣闊。然而，TiAl合金板材的制備難度很大，大量基礎(chǔ)研究表明質(zhì)量良好TiAl合金板材的獲得，需要滿足以下3個(gè)條件：（1）在(α+γ)雙相區(qū)近等溫條件下進(jìn)行軋制；（2）嚴(yán)格控制軋制速度、道次變形量，從而避免超過臨界應(yīng)變，導(dǎo)致宏觀或者微觀裂紋；（3）避免合金在軋制過程中的氧化[47]。奧地利Plansee AG公司采用新型軋制技術(shù)（Advanced Sheet Rolling Process，ARSP）以較低的軋制速度在(α+γ)兩相區(qū)對(duì)TiAl合金進(jìn)行軋制，最終獲得了1 800 mm× 500 mm×1 mm的TiAl合金板材。俄羅斯實(shí)現(xiàn)了TiAl合金板材的低溫軋制，制備出了400 mm×200 mm的合金板材[48]。國內(nèi)對(duì)TiAl合金板材軋制的研究也取得了重要進(jìn)展。北京科技大學(xué)對(duì)高Nb-TiAl合金的包套熱軋開展研究，通過優(yōu)化軋制工藝，使用普通軋機(jī)通過冶金鑄錠直接包套熱軋技術(shù)成功制備出了1 000 mm×70 mm×2 mm高質(zhì)量高Nb-TiAl合金板材，總變形量為93.4%（圖6）[49]，板材組織為晶粒尺寸15 μm的近γ-TiAl組織，950 ℃表現(xiàn)出超塑性。哈爾濱工業(yè)大學(xué)通過鑄錠冶金和包套軋制的方法制備出了尺寸為875 mm×70 mm×2.6 mm的Ti–43Al–9V–1Y板材[50]。中南大學(xué)采用元素粉軋制工藝制備出了TiAl合金板材，其尺寸可以達(dá)到500 mm×230 mm×1.3 mm[51]。

圖6 北京科技大學(xué)通過冶金鑄錠直接包套熱軋技術(shù)制備的TiAl合金板材[49]

3.3 TiAl合金的熱擠壓

熱擠壓成型是金屬材料重要的成型工藝之一。擠壓過程中，材料受到三向壓應(yīng)力作用，變形十分均勻。擠壓工藝主要用于生產(chǎn)擠壓棒材和擠壓管材。但是由于TiAl合金熱加工窗口窄、變形能力較差，目前關(guān)于TiAl合金熱擠壓，特別是大型鑄錠的熱擠壓，鮮有報(bào)道。Appel等[52]通過包套實(shí)現(xiàn)了TiAl合金的均勻無裂紋擠壓，擠壓坯料直徑為204 mm、長度達(dá)700 mm，以10∶1的比例擠壓成矩形，如圖7所示。Xu等[53]研究了包套熱擠壓對(duì)于Ti–Al–Nb–Mo合金組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)熱擠壓態(tài)的合金組織細(xì)小，擠壓后組織中γ/α2片層間距約為100 nm，比鑄態(tài)組織片層間距要薄得多。高溫?zé)釘D壓后在γ相的內(nèi)部或晶界處能夠發(fā)現(xiàn)殘留β相，但是殘留的β相中幾乎不存在ω0相，表明ω0相在高溫?zé)釘D壓后在β相中消失。組織細(xì)化及ω相的消失導(dǎo)致熱擠壓后合金的力學(xué)性能和熱加工性能得到改善，經(jīng)過熱擠壓后，合金的熱變形溫度可降低至1 000 ℃。

Liu等[54]對(duì)不同成分的TiAl合金在α以上溫度進(jìn)行熱擠壓研究后發(fā)現(xiàn)，通過熱擠壓能夠獲得細(xì)小的全片層組織，而這有利于改善合金的室溫及高溫拉伸性能。Imayev等[55]通過對(duì)Ti–45Al–8Nb–0.2C（TNB）合金1 250 ℃熱擠壓獲得超細(xì)晶粒，并研究了超細(xì)晶粒的超塑性變形行為，指出850～1 050 ℃低應(yīng)變條件下超細(xì)晶粒可以通過動(dòng)態(tài)再結(jié)晶獲得大應(yīng)變變形。高帆等[56]采用有限元方法詳細(xì)研究了不同擠壓比對(duì)TiAl合金擠壓變形的影響。張來啟等[57-58]利用商業(yè)版Deform–3D系統(tǒng)模擬研究了擠壓速度、模錐半角、擠壓比及模具圓角對(duì)高溫?cái)D壓棒材的溫度場(chǎng)、等效應(yīng)變場(chǎng)、變形均勻性、損傷因子的影響規(guī)律，以及摩擦因數(shù)、擠壓速度、通道角對(duì)等通道擠壓等效應(yīng)變場(chǎng)、損傷因子、模具載荷的影響規(guī)律。

圖7 Ti–45Al–10Nb大型鑄錠的包套熱擠壓[52]

4 結(jié)語

經(jīng)過50年的發(fā)展，國內(nèi)外學(xué)者對(duì)TiAl合金成分-組織-性能之間關(guān)系做了大量研究，取得了矚目的成果，4822合金應(yīng)用于GEnxTM發(fā)動(dòng)機(jī)，TNM合金應(yīng)用于先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)齒輪渦輪風(fēng)扇TM(GTFTM)的低壓渦輪葉片。然而，TiAl合金的熱加工技術(shù)尚未成熟，很難在低成本下應(yīng)用常規(guī)手段完成。因此，如何提高TiAl合金熱加工性能，實(shí)現(xiàn)無包套鍛造、無包套軋制、無包套加壓，從而降低成本和工序等仍具有嚴(yán)峻挑戰(zhàn)性。

筆者認(rèn)為未來可以重點(diǎn)圍繞以下幾方面開展研究：（1）從材料本身內(nèi)因角度，充分結(jié)合高通量成分設(shè)計(jì)技術(shù)，利用合金化進(jìn)一步研究其他合金化元素對(duì)TiAl合金組織和高溫變形能力的影響，利用復(fù)合化形成TiAl基復(fù)合材料改善高溫變形能力和性能，從而研發(fā)出具有更優(yōu)異高溫變形能力的新型TiAl合金；（2）利用各種加工工藝改善TiAl合金組織從而提升TiAl本身的高溫變形能力；（3）系統(tǒng)研究既定TiAl合金的熱變形行為和熱加工特性，結(jié)合有限元模擬精確控制熱加工參數(shù)與預(yù)測(cè)熱變形組織，實(shí)現(xiàn)形性協(xié)同改善；（4）利用各種熱加工技術(shù)的復(fù)合實(shí)現(xiàn)復(fù)雜構(gòu)件/部件的熱加工成型以及組織性能的改善；（5）利用材料基因工程建立TiAl合金成分–組織–性能–熱加工參數(shù)大數(shù)據(jù)庫。從而利用現(xiàn)有的常規(guī)設(shè)備手段實(shí)現(xiàn)TiAl合金的無包套高溫鍛造、高溫軋制、熱擠壓等低成本熱加工成型。

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Research Progress in Hot Working of TiAl Alloys

ZHANG Lai-qi, GE Geng-wu, LIN Jun-pin

(State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

As a new generation of high temperature structural material with low density, TiAl alloy has excellent high temperature properties, exhibiting important application prospects in aerospace and other fields. However TiAl alloy has inherent brittleness,soitshot working window is narrow and it is easy to crack while hot working, which limits its wide applications. In this paper, the development history of TiAl alloy is reviewed, andits hot deformation behavior and hot working technologies such as high temperatureforging, high temperaturerolling and hot extrusionaresummarized, simultaneously the future development direction is also pointed out.

TiAl alloy; hot deformation; hot workingtechnology; research progress

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.11.001

TG306

A

1674-6457(2022)11-0001-09

2022–10–05

國家自然科學(xué)基金（面上項(xiàng)目，重點(diǎn)項(xiàng)目，重大項(xiàng)目)（51871012、52071021）

張來啟（1966—），男，博士，教授，主要研究方向?yàn)門iAl和難熔金屬硅化物高溫結(jié)構(gòu)材料。