β相稳定元素对TiAl合金高温变形行为的影响

马腾飞，陈瑞润

(1.哈尔滨工业大学，黑龙江 哈尔滨 150001)(2.西北有色金属研究院，陕西 西安 710016)

0 引 言

TiAl合金是一种新型轻质高温结构材料，具有密度低、高温比强度和比模量高、高温抗蠕变和抗氧化性能优异等优点，在航空航天、汽车等领域极具应用前景[1-2]。然而TiAl合金较低的室温塑性以及较差的高温变形能力，直接制约了其在工程上的应用。为此，国内外学者进行了大量的探索，主要是通过合金化和热机械处理来获得均匀、细小和少偏析的组织。

通过添加Nb、Mo、V、Cr、Mn等β相稳定元素，利用β相凝固来减少或者消除成分偏析、细化组织，这已经成为TiAl合金成分设计的重要手段之一[3-5]。在TiAl合金中添加β相稳定元素后会形成B2相，B2相在高温下能够协调变形、改善热加工能力，据此研究人员开发出了具有良好热加工性能的新型β-γTiAl合金[6-8]。Clemens 等人[6]设计了TNM(Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B)合金，并采用常规锻造设备和轧机，成功轧制出TiAl合金板材。孔凡涛等人[8]通过在TiAl合金中添加9%(原子分数)的V元素，采用包套锻造和轧制技术成功制备出了TiAl合金板材。新型β-γTiAl合金的热加工性能远远好于传统TiAl合金，为TiAl合金的工程化应用提供了保障，因此新型β-γTiAl合金的成分设计以及热塑性加工也成为了国内外的研究热点。本研究主要考察β相稳定元素对TiAl合金热变形行为的影响规律，进一步揭示β相稳定元素对TiAl合金软化机制的影响。

1 实 验

Ti-44Al合金采用水冷铜坩埚真空感应熔炼，Ti-44Al-6Nb、Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金采用二次真空自耗电弧炉熔炼。利用线切割从3种TiAl合金铸锭上切取φ8 mm×12 mm试样进行热压缩实验。

采用Gleeble-1500D热模拟试验机对3种TiAl合金进行热压缩。压缩温度分别为1 100、1 150、1 200、1 250 ℃，应变速率为0.01 s-1，工程应变量为60%。采用Pt-Rh热电偶对变形过程中温度进行实时监测。升温速率为5 ℃/s，保温3 min。压缩结束后立即将试样淬火保留高温组织以便后期观察。

采用D/Max-RB旋转阳极 X 射线衍射仪对TiAl合金进行物相鉴别，测试使用Cu靶，λ=0.154 157，2θ范围为20°～90°，加速电压40 kV，电流40 mA，扫描速度5°/min。

采用金相砂纸将铸态试样和热压缩后淬火试样机械研磨至2000#，然后利用Cr2O3悬浮液进行机械抛光。为了能够更加清晰地观察TiAl合金的片层组织，采用Kroll试剂(5%HF+5%HNO3+90%H2O，体积分数)对抛光后的试样进行轻腐蚀，腐蚀时间为5～8 s。采用Quanta 200FEG型场发射扫描电子显微镜(SEM)及EDS附件进行微观组织观察及析出相成分分析。

2 结果与讨论

图1为Ti-44Al、Ti-44Al-6Nb及Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金典型铸态组织的SEM照片。由图1 可以看出，TiAl合金室温组织为全片层组织，片层团尺寸为几百个微米。β相稳定元素能够促使合金由α凝固向β凝固转变，使TiAl合金发生彻底的β凝固，β凝固的合金可以通过β相与α相之间的Blackburn取向关系细化组织。通过对比图1a、b、c，发现添加β相稳定元素后，合金片层团尺寸减小，如Ti-44Al-6Nb合金片层团较Ti-44Al合金细化。添加β相稳定元素Nb、Cr、V后，在片层团内部分布着鱼骨状白亮色的偏析物，如图1b、c所示。随着β相稳定元素含量的提高，鱼骨状白亮色偏析物向长条状转变，白色偏析物含量也随之增加。

图1 铸态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对Ti-44Al-6Nb合金中白色析出相进行定量分析，结果如图2所示。从图2可以看出，白亮偏析主要是富Nb元素，添加β相稳定元素的TiAl合金在凝固过程中发生β→α转变，晶界处形核的α相向晶内β相生长，β相稳定元素向β相扩散，α相稳定元素向α相扩散，最终形成了白亮β偏析和Al偏析。已有的研究表明，TiAl合金中β偏析程度随Nb含量的增加而提高[9]。

为了确定TiAl合金的物相组成，对3种TiAl合金进行了XRD物相分析，结果如图3所示。由图3可以看出，Ti-44Al合金主要由Ti3Al相和TiAl相构成，Ti-44Al-6Nb合金和Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金由Ti3Al、TiAl和B2相构成。随着β相稳定元素含量的增加，B2相衍射峰强度增强。

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

图3 铸态TiAl合金的XRD图谱Fig.3 XRD patterns of as-cast TiAl alloys

TiAl合金在1 100～1 250 ℃和0.01 s-1条件下的热压缩真应力-真应变曲线如图4所示。由图4可以看出，3种TiAl合金的真应力-真应变曲线均呈现出典型的动态再结晶软化特征。在变形初始阶段，TiAl合金的位错密度迅速提高，产生加工硬化，流变应力急剧增加；随着变形的进行，TiAl合金发生动态回复和动态再结晶软化，加工硬化与动态回复和动态再结晶软化相互竞争；当流变应力达到峰值后，动态再结晶软化效应大于加工硬化，TiAl合金的流变应力随着应变的增加而降低，最终加工硬化和动态再结晶软化达到动态平衡，TiAl合金的流变应力达到稳态。3种TiAl合金的流变应力随着温度的升高而降低，当变形温度由1 100 ℃提高到1 250 ℃时，Ti-44Al合金的流变应力由328 MPa降低到148 MPa。对3种TiAl合金不同变形条件下的峰值应力进行分析，发现添加一定量的β相稳定元素后，β相稳定元素能够提高TiAl合金的峰值应力，如Ti-44Al-6Nb合金。β相稳定元素Nb在合金中产生固溶强化效应，提高合金的热变形抗力，同时B2相含量较低，其高温下的软化作用有限。进一步提高β相稳定元素后(Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V)，如在1 200 ℃/0.01 s-1变形条件下，Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金较Ti-44Al和Ti-44Al-6Nb合金分别降低26%和38%，表明β相稳定元素能够有效降低TiAl合金热变形抗力，且β相稳定元素对TiAl合金流变应力的影响随温度升高更加明显。通过对比不同变形温度下不同TiAl合金的峰值应力发现，Ti-44Al合金在1 250 ℃/0.01 s-1变形条件下的峰值应力为149 MPa，与Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金在1 200 ℃/0.01 s-1变形条件下的峰值应力(145 MPa)相当，表明β相稳定元素可相对降低TiAl合金热变形温度大约50 ℃。因此,通过添加β相稳定元素可改善TiAl合金的热加工成形能力。

图4 TiAl合金的真应力-真应变曲线Fig.4 True stress-true strain curves of TiAl alloys:(a)Ti-44Al;(b)Ti-44Al-6Nb;(c)Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V

图5为3种TiAl合金在1 150 ℃/0.01 s-1条件下热变形后的显微组织。由图5可以看出，Ti-44Al合金变形组织主要由粗大的片层团和片层团晶界处少量的动态再结晶组织构成，片层团被拉长或者弯曲，且动态再结晶进行的并不充分，如图5a所示。而Ti-44Al-6Nb和Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金热变形组织发生了较大变化，呈现出条带状形貌，主要由拉长的片层团和片层团界面处动态再结晶组织构成，同时发现B2相与动态再结晶组织共同存在于片层团晶界处，如图5b、c所示。通过对比可以发现，动态再结晶程度随着β相稳定元素含量的增加而提高，表明β相稳定元素能够促进TiAl合金动态再结晶。Niu等人[9-10]报道了Ti-43Al-6Nb-1B合金和Ti-43Al-4Nb-2Mo-0.2B合金的热变形机制，发现Ti-43Al-4Nb-2Mo-0.2B合金具有更低的动态再结晶温度，或者说在相同变形条件下该合金动态再结晶进行的更充分，与本研究结果一致。Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金在相同温度下具有更低的热变形抗力，主要归因于B2相在热变形过程中协调变形以及β相稳定元素促进动态再结晶。

图5 TiAl合金在1 150 ℃/0.01 s-1热变形后的显微组织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 结 论

(1)β相稳定元素可有效细化TiAl合金片层团尺寸，且B2相含量随着β相稳定元素含量的提高而增加。

(2) TiAl合金流变应力随β相稳定元素含量的增加而降低，B2相可有效降低热变形抗力，最大可使峰值应力降低38%。

(3) TiAl合金高温变形时主要发生片层弯曲、拉长变形，以及片层团晶界处动态再结晶和B2相协调变形。动态再结晶和B2相协调变形是TiAl合金软化的主要方式，且变形组织强烈地依赖于β相稳定元素含量。