显微组织对Ti-Al-Cr-Nb合金力学行为的影响

(中南大学 粉末冶金国家重点实验室，湖南 长沙，410083)

钛铝基合金因具有低密度、高比强度和比模量以及良好的抗高温蠕变和抗氧化等优良特性[1−5]，已引起航空、航天和汽车工业的极大重视。作为高温结构材料，TiAl基合金正趋向于应用。亟待解决的关键问题是如何通过控制显微组织和合金成分，提高综合力学性能以及如何以比较简单的工艺途径来实现这一目的。TiAl基合金的性能对显微组织十分敏感。传统合金中的几种典型组织：近γ组织、双态组织、近全层状组织和全层状组织组织的性能特点已为研究者所熟悉[1,3−4]。另外，由于具有细晶全层状组织TiAl基合金的综合力学性能较好，研究者对其进行了较多研究[6−8]。以往研究主要集中在双相合金，而对含β相较多的TiAl合金，人们对其组织结构的变化对性能的影响研究较少。本文作者主要针对β相含量较高的高Cr合金化 Ti-45Al-7Cr-2Nb合金，通过一定的热处理工艺，改变合金的初始铸态组织，获得不同的组织形态，并且对不同形态组织合金的拉伸性能进行检测分析，以研究高Cr合金化Ti-45Al基合金显微组织变化对力学行为的影响规律。

1 实验过程

实验合金的名义成分为 Ti-45Al-7Cr-2Nb(原子数分数)，采用水冷铜坩埚磁悬浮感应熔炼，氩气保护，为保证成分均匀，反复熔炼3次，然后于钢模中浇注成铸锭。以线切割机将铸锭切割成相应的试样。热处理在硅－碳棒高温箱式电阻炉中进行。为了防止材料表面在处理过程中的氧化破坏，对材料进行了石英管封装并充氩气，然后进行处理。采用2种不同的热处理工艺：(1) 铸态合金在1 220 ℃保温20 h后，淬入室温水中；(2) 铸态合金在1 280 ℃保温20 h后，炉冷至1 100 ℃并保温30 min，然后淬入室温水中。

处理后的样品加工成板状拉伸样品，试样标距部分(长×宽×高)为8.0 mm×4.0 mm×1.4 mm，在带高温炉的材料试验机上进行，高温测试温度范围为800～900 ℃，室温及高温应变速率均为 1×10−4s−1。合金的物相分析在D/Ma 2500VB−RA型X线衍射仪上进行，采用光学显微镜与JSM−6360型扫描电镜对初始组织以及变形后组织及拉伸断口进行观察和分析。

2 实验结果

对Ti-45Al-7Cr-2Nb合金进行X线分析表明：铸态合金中有3种相结构(图1(a))，分别为γ(L10)相、β(B2)相与α2(D019)相。通过背散射电镜观察以及电子探针成分分析发现，组织中有 3种衬度不同的结构(图1(b))。其中：暗相(相1)中的成分含量为45.1Al，4.1Cr和1.6 Nb(质量分数，%，下同)；亮相(相2)成分为：35.6Al，14.5Cr和1.4Nb。相3成狭长的条带状，衬度介于相 1和相 2之间，它含有较低的 Al，但是，Cr和 Nb元素含量很高(33.9Al，18.3Cr，1.2Nb)。而在TiAl合金中，一般来说，合金元素在β中含量最高，而在α2相中含量次之，γ相中含量最低。所以，可以

大致推断图中的相1为γ相，相3为β相，而合金元素含量处于中间水平的相2有2种可能：一种是α2相；另一种是混有难分辨γ层片的β或α2基体，通过进一步观察可知它应该属于后一种。

图1 合金的X线衍射图谱和SEM图像Fig.1 X-ray spectrums and SEM image of cast microstructure of alloy

图2所示为铸态合金及其热处理后的显微组织。从图2可看出：3种组织各具有不同特征。铸态组织为近全层状组织(NFL)，主要由条带状的层状晶粒构成(图 2(a))。经热处理工艺(2)处理后得到的全层状组织(FL)主要由等轴的层状晶团构成(图2(c))，层状晶团中的板条结构清晰可见。而经过热处理工艺(1)处理后所得到的组织为近双态组织(NDP)(图2(b))，层片结构已经大部分消失，只有少量的层片结构存在。组织中主要由块状的细小晶粒构成，其中很多呈长条状。

图3所示为3种组织在不同温度的拉伸性能比较。由图3可见：经过热处理后，由于组织结构的不同，合金也表现出不同的强度特性。全层状结构(FL)比其他2种组织结构在实验的各个不同温度表现出较高的强度。铸态组织(NFL)和近双态组织(NDP)的拉伸强度差别不大。在室温时，铸态组织表现出稍高的强度水平，而在高温时近双态的强度水平略高。而对于3种组织结构，强度随温度的升高而逐渐降低，这一趋势都表现得比较明显。特别是在800 ℃以上时，合金的强度都表现出较大幅度的下降。伸长率测试结果显示：3种组织的材料在室温的延性较小，与其他TiAl基合金所表现出的延性特性相同；随着温度的升高，在800℃时，各种组织的伸长率都有了一定的提高，其中以铸态组织提高的幅度最大，而900 ℃变形时，伸长率提高较快，其中层状结构提高最大，近双态结构次之，而铸态组织则最小。

图2 合金铸态近全层状组织、经过不同处理后的近双态组织和细全层状组织Fig.2 As-cast near fully lamellar structure, near duplex structure and fine fully lamellar after different treatments

图3 铸态近层状结构(NFL)、全层状结构(FL)和近双态(NDP)组织的拉伸性能比较Fig.3 Comparison of tensile properties between different structures of NFL, FL and NDP

图4 不同组织结构的合金在800 ℃(a)和900 ℃(b)拉伸时的真应力−真应变曲线Fig.4 Comparison of strain-stress curves obtained after deformation at 800 ℃ (a) and 900 ℃ (b) between different microstructures of alloy

为了研究组织变化对合金高温变形能力影响，测试了合金在高温下的拉伸变形行为，如图4所示。从图4可见：在800 ℃时，全层状结构(FL)表现出较高的拉伸应力，其最大拉伸应力比其他2种结构的大。铸态组织的最大拉伸应力较低，但是，出现较长的稳态流变阶段，即拉伸应力随应变的增加波动变化不大，保持在一定水平。而近双态组织与其他2种组织明显的不同之处是其在弹性变形阶段，应力应变曲线的斜率明显减小，即材料的弹性模量明显下降。而当变形温度上升到900 ℃时，铸态组织表现出最大的峰值拉伸应力，全层状结构和近双态结构的比较低。而弹性模量的变化与800 ℃变形时的类似。

合金在800～900 ℃变形时(图5(a)和5(d))，铸态初始组织中的大部分层状晶粒(图5(a))就已经消失，转化成等轴的晶粒组织，只有少部分的残留。另外，从这些残留的不太清晰的层状结构可以看出，在变形过程中和在应力作用下，为了协调变形它们发生了弯曲(图5(d))。全层状组织在变形后层状结构依稀可辨(图5(b)和5(e))，但是，其中的板条已经没有变形前那样清晰。而近双态组织在800 ℃变形后(图5(c))，组织与变形前相差不是太大，主要还是块状的晶粒和一些粗化的层片。而在900 ℃变形后，2种组织材料的变化比较明显。从图 4(e)可以看出：全层状结构在900 ℃变形后，组织中的板条已经消失，已经被一些杂乱和难以分辨的组织所代替。而近双态组织在 900 ℃变形后(图5(f))，原来组织中较少的层状结构更加难以分辨，似乎晶粒比未变形前更加细小，更趋于等轴。

图6所示为3种不同结构合金在不同温度变形后的拉伸断口图片。从图6可见：在较低温度800 ℃变形时，铸态近全层状组织的断裂主要发生在晶界和板条的界面(图6(a))，但发生片层解理的现象不太明显；随着温度升高到900 ℃，断裂界面已经变的比较圆滑(图6(d))。全层状材料在800 ℃变形时(图6(b))，材料基本呈现晶间断裂模式，可以看到板条间的解理情况；而在900 ℃变形时(图6(e))，呈明显的韧性断裂，出现了较多的韧窝，对于近双态组织(图6(c)和6(f))，断裂模式相似，但层片解理似乎不明显；在900 ℃以上变形后，与全层状结构相似，也出现了大量的韧窝，呈现韧性断裂。

图5 NFL，FL和NDP分别在800 ℃和900 ℃变形后的组织Fig.5 Microstructures after deformation at 800 ℃ and 900 ℃of NFL, FFL and NDP structures of alloy

图6 NFL，FL和NDP组织分别在800 ℃和900 ℃变形后的断口形貌Fig.6 Fracture surfaces after deformation at 800 ℃and 900 ℃of NFL, FFL and NDP structures

3 分析与讨论

从实验结果可以看出，拉伸强度σ在组织变化的影响下发生如下变化：

无论在室温还是高温，具有全层状组织的材料都具有最高的强度水平。分析层状结构和其他组织的不同，并且排除组织强化的共同因素合金元素强化和晶界强化后，层片结构与其他组织所不同的就是组织中大量的界面。这些界面包括晶界、片层之间的界面以及同一层片中的反向畴界。对于层状组织的晶界而言，属于不同晶粒的层片结构会在晶界产生“咬合”现象，以及还有在热处理后新生层片在原有层片的端部形核现象。这些因素都加强了晶界之间的结合，而层片与层片之间的界面和有序畴界也使材料得到强化。Eshelby[9]研究了片层界面及有序畴界对屈服应力的影响，对于软取向来说，位错运动只受层片中有序畴界的阻碍，其屈服应力表达式为：

对于硬取向，位错运动受片层界面的阻碍，其屈服应力表达式为[9−10]：式中：σys和σyh分别为2种状态下的屈服应力；M1和M2为泰勒因子；τ0为层状材料单晶中位错开动的剪应力；ν为泊松比；μ为剪切模量；d为片层内部有序畴的尺寸；λ为层片间距；和分别为位错通过畴界和片层界面所需应力；α是因为位错类型而变化的因子。从式(3)与(4)可以看出，材料强度与有序畴尺寸和层片间距密切相关，再结合材料普遍遵循的晶粒尺寸和强度的Hall-Patch关系，可以得出广义的Hall-Patch公式[3, 11]:

式中：σy是材料的屈服强度；σ0为摩擦阻力，是材料中位错运动的总阻力，决定与位错密度和晶体结构；ky和kλ是晶界和层片界面对强化贡献的常数。从式(5)可以看出，提高材料强度最直接的办法就是减小晶粒尺寸。对传统合金所进行的多步热处理的目的之一就是减小传统铸态组织的晶粒度。而直接通过凝固路线的调整使铸态组织均匀细小，大大简化了这个过程，并且也达到了强化合金的目的。

因此，就组织变化对材料的拉伸强度而言，相同晶粒度的组织层状晶粒表现出较高的强度。而对于铸态材料，虽然它大部分也是由层状晶粒构成，但是，从它的组织中可以看出，在晶界处还有比较杂乱的结构，使强度在室温时低于全层状材料，而高于近双态组织。但在800 ℃时近双态组织的强度则高于近全层状的强度，这主要是铸态近全层状组织晶界处的β相所产生的软化作用所致。

在高温低速下，合金的变形能力与其显微组织密切相关。从图4可以看到：在800 ℃/1×10−4s−1变形条件下，铸态组织变形应力−应变曲线具有稳定流变的特点，而全层状结构和近双态组织则没有出现这种情况。这主要是热处理之后，原来铸态组织晶界中的β相已转化成层状组织或其他组织结构，从而在高温变形时，使全层状结构和近全层状结构材料失去了β对高温变形的有益作用。

对于变形应力，在高温低速变形时，全层状结构依然具有最大的峰值应力。这表明全层状结构具有较强的稳定性(见图 5(b))，变形过程中界面强化依然在起作用。而铸态近全层状结构在800 ℃表现出较低的峰值应力(图 3(a))。这主要源于它较差的组织稳定性(对比800 ℃铸态近全层状结构变形后组织(图5(a))和全层状结构变形后组织(图 5(a)))。而产生这种不同组织稳定性的原因则归结于初始组织的形态。对于层状结构，在高温时产生不稳定性主要是由于2个过程：连续粗化(CC)和不连续粗化(DC)[12−14]，它们都是形核长大的过程。连续粗化一般发生在层片结构的内部，形核和长大比较困难，对于片层间距相近的层片组织而言，这种过程的演化程度也相近。所以，对于近全层状结构和全层状结构来说，层片内部形态相近，CC演化程度也相似。而DC过程则不同于CC过程，它一般形核于晶粒的边界。而铸态近全层状结构在晶界上存在很多杂乱的组织，这种组织结构无疑使DC的形核位置和概率增加，从而使新生的DC晶核“吞噬”附近的层状晶粒而使层状结构失稳。

而在900 ℃变形时，层片组织的稳定性明显下降(图5(e))，在粗化过程和再结晶过程中，层片组织已经向颗粒状组织转化，从而使材料在变形曲线上表现出于近全层状和近双态组织相似的特征，峰值应力也明显处于相近的水平(图 4(b))，这证明层片界面的强化作用也显著减弱。

另外从应力应变曲线上还可以看到，组织的变化对材料在弹性变形阶段弹性模量的变化也具有较大的影响。一般来说，单相材料的弹性模量对组织不敏感，主要决定于金属的原子本性与晶格类型[15]。但是，对于多相材料，由于热处理之后合金中相组成的变化，不同晶格类型的相在组织中所占比例不同，从而导致了不同组织的弹性模量也呈现不同的变化。

对于不同组织的伸长率，在不同温度变形所涉及的影响因素也不相同。在800 ℃时，由于3种组织中铸态组织中含有较多对高温变形起有益作用的β相，从而表现出较高的伸长率；而在900 ℃时，铸态组织的延伸率并没有因为其含有较多β相而比其他2种组织的高，相反却最低。这说明在900 ℃时，对于含β相含量相对较少的合金来说，β相的作用已不是主要因素。组织的均匀程度对高温变形的影响很大。若在变形时，相邻的晶粒具有不同的结构，如近全层状组织和双态组织中的层状晶粒和块状晶粒，则变形时由于组织特性不同而产生不协调，在晶界处产生“Y”型裂纹[16]，从而提早断裂。对于本次研究中的3种组织，与全层状组织相比，近双态和近全层状的组织的均匀性较差。虽然在变形过程中会发生DC和再结晶过程，但是，均匀的初始组织也会产生均匀的转化组织(图5(e))，所以，全层状结构具有较高的延性。

4 结论

(1) 采用感应熔炼及氩气保制备了近层状的Ti-45Al-7Cr-2Nb合金。通过热处理可使其结构转变为全层状及近双态结构。

(2) 全层状结构、近全层状结构以及近双态结构合金的强度都随温度的升高而下降。全层状结构在室温和高温比其他两种结构表现出较高的强度水平，这是由全层状结构所带来的界面强化(包括片层界面和畴界)所致。

(3) 在800 ℃时，在含少量β相的Ti-45Al-7Cr-2Nb合金中，β相能增加材料的变形能力，但在较高温度下，变形能力更受组织均匀性的影响。

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