TiAl合金热加工性能及其影响因素

孔凡涛

TiAl合金热加工性能及其影响因素

孔凡涛

（哈尔滨工业大学 材料科学与工程学院，哈尔滨 150001）

TiAl合金以其轻质、耐高温等特点成为替代镍基高温合金的重要高温结构材料。具有优异热加工性能的beta−gamma TiAl合金是变形合金的主要研究方向。总结了TiAl合金的热加工性能研究现状，分析了高温无序α相对热加工性能的作用，对β相稳定元素进行了分类，并归纳了β相稳定元素对热加工性能及力学性能的影响规律，提出了变形TiAl合金的未来研究方向。

TiAl合金；热加工性能；β相稳定元素；等温变形

TiAl合金（也称为TiAl金属间化合物）以其轻质、耐高温的特点成为替代镍基高温合金的重要高温结构材料[1-6]。目前，TiAl合金已经在美国通用电气（General Electric，GE）公司的GEnx™和GE9x™，以及普惠（Pratt & Whitney，P&W）公司的PW1100G™民用航空发动机低压涡轮（Low Pressure Turbine，LPT）后级叶片上得到应用或验证[1,7]。以4822合金（Ti−48Al−2Cr−2Nb合金）为代表的早期研制的铸造合金已经比较成熟，如应用于GEnx−2B发动机LPT叶片的4822合金已有10余年的历史。近些年来，国内外研究者对变形合金的关注比较多，而且研究已经从较高Al含量的传统TiAl合金（α2/γ两相）转变为较低Al含量的beta−gamma TiAl合金（β0/α2/γ三相），如PW1100G™发动机LPT叶片所用的TNM合金（Ti−43.5Al−4Nb−1Mo−0.1B合金）等[7]。

普遍认为，beta−gamma TiAl合金由于具有较低的Al含量并添加适量的β相稳定元素，扩大了高温β相区到热加工温度区间，在热变形温度内引入具有更多独立滑移系的高温无序bcc结构β相，高温塑性优异，并显著降低了热加工温度和变形抗力，扩大了热加工窗口，从而有效改善了TiAl合金的热加工性能[2-3,8]，与传统变形TiAl合金相比优势明显，是目前变形TiAl合金的主要研究方向。但是，在beta− gamma TiAl合金热加工后的降温过程中，一部分高温无序β相会保留并转化为脆硬性，明显高于γ相的有序B2结构的β0相，过多的β0相含量会显著降低合金的室温塑性。因此，室温下的β0相含量应尽量低，或者通过热处理来减少β0相含量，以减弱beta− gamma TiAl合金热加工性能与室温塑性的矛盾[8]。

但实际上，由于TiAl合金中可添加的β相稳定元素种类较多、铝含量范围较宽，变形TiAl合金体系比较复杂，相组成含量对热加工性能影响较大，并非所有的beta−gamma TiAl合金都遵循“高温无序β相含量高且室温有序β0相含量低”的原则。这里从热加工性能影响规律及其与力学性能的关系等角度总结了近年来变形TiAl合金的研究进展，为变形合金的设计及热加工技术提供依据。

1 变形TiAl合金的热加工性能

传统变形TiAl合金Al的原子数分数一般在45%～48%，由α2+γ两相构成，其热加工温度区间主要包括α单相区和α+γ两相区等2种[9]。通常情况下，热挤压的理想热加工温度在α单相区，热锻及热轧的热加工温度在α+γ两相区（见图1）。

图1 传统TiAl合金的热加工温度区间

由于传统TiAl合金中的γ相有序−无序转变温度（α）较高，有序γ相一直保持到1 300 ℃以上，导致TiAl合金在α单相区进行热加工要在大于1 300 ℃的超高温下进行，普通热加工技术不能获得均匀的温度场，即使采用包套热挤压的方法，材料组织均匀性也不易控制，并伴随有裂纹和粗细不均等缺陷产生。另外，在这种超高温度下，热加工技术所需的模具材料也不好解决。传统TiAl合金在α+γ两相区进行热加工时，由于两相区中的γ相毕竟是含有共价键的有序相，γ有序相与高Al含量无序α固溶体相的性能差别较大，二者难以协调变形，容易产生微裂纹。同样，由于缺少实现在α+γ两相区等温的热加工装备，与α单相区热挤压类似，也只能采用近等温包套热锻或包套热轧的方法，同样不能有效解决温度场不均匀的问题，热加工过程中易产生宏微观裂纹甚至开裂，组织性能均匀性亦较差。由于包套的存在，在板材高温轧制过程中，板厚、板形和表面质量难以控制。特别是对于不能采用包套锻的高温精密模锻来说，TiAl合金构件的成形尤其困难。总体上看，传统变形TiAl合金热加工难度大，进行工业尺寸材料或构件的制备存在较大风险。

Beta−gamma TiAl合金是目前国内外研究最多的变形合金，其成分总体上可以表示为Ti−(40%～45%) Al−(3%～10%)β−stabilizer−(0～1%) refiner。在合金成分中，Al的含量偏离化学计量比较多（原子数分数为40%～45%），较低的Al含量会使合金发生β凝固（见图1）。合金中添加适量的β相稳定元素（β−stabilizer）扩大了β相区。低Al含量和β相稳定元素的共同作用，导致热加工温度区间无序β相含量增加明显，热加工性能显著改善，并可降低变形温度。典型β相稳定元素主要有Cr、Mn、Mo、Nb、V、W等元素[10-15]，受β相稳定元素固溶度及常温下γ相、β0相含量的限制，β相稳定元素总量一般控制在原子数分数3%～10%。为了近一步降低TiAl合金高温变形抗力及提高塑性，B、稀土、C、N等元素也是常加的组织细化元素（refiner），微量添加即可以达到细化晶粒的目的[13,16-20]。由于这几种细化元素的固溶量非常低，常以脆硬第二相的形式存在于TiAl合金中，若添加较多，形成过多的第二相会显著降低热加工性能及室温塑性，通常添加量需要控制在原子数分数小于等于1%。

与传统TiAl合金相比，beta−gamma TiAl合金的变形温度相对较低，温度场均匀性有所改善，但受制于现有装备条件，进行包套热加工仍是常规手段。

2 高温无序α相对热加工性能的作用

在TiAl合金中，A1是最重要的α相稳定元素。根据Ti−Al二元相图（见图1），在α单相区进行热加工，由于合金全部由无序α相构成，传统TiAl合金的热加工性能必然体现在富铝α相的热变形能力上；在α+γ两相区热加工温度下，Al含量偏离化学计量比越多，两相区中无序α相含量会越高，无论是等轴晶还是片层团组织，在α+γ两相区中无序α相含量均占有很高的体积分数（见图2）。因此，α相的变形能力也会主导传统TiAl合金的热加工性能。

Beta−gamma TiAl合金与传统TiAl合金类似。总体上，在热加工温度区间，高温组织中无序α相含量普遍高于无序β相含量，这从Ti−43Al−nX系列合金在1 200 ℃时高温淬火后的组织中无序α相和无序β相的含量可以明显观察到（见图3）[22]。因此，α相的热变形能力必然同样显著影响beta−gamma TiAl合金的热加工性能。

图2 高Nb−TiAl合金两相区淬火后组织[21]:

图3 Ti−43Al−nX合金在1 200 ℃时高温组织中α相和β相含量[22]

目前典型的beta−gamma TiAl合金，如TNM合金[8]、TAV合金（Ti−43Al−9V−Y合金）[23]、Ti−44Al−6V−3Nb−0.3Y合金[24]、Ti−43Al−4Nb−1.4W合金[25]、Ti−42Al−5Mn合金[26]等，在热加工温度下各相体积分数与Ti−43Al−nX相似，无序α相含量较高，无序β相含量并不突出。

从TNM合金相图及相含量变化可以看出（见图4），在共析温度之上，随温度升高，开始时无序β相的含量变化并不明显（含量反而降低），而含量变化最明显的是无序α相和有序γ相（α相显著增加、γ相明显下降）。当温度达到约1 250 ℃时，TNM合金进入α+β两相区，此时，α相的体积分数已经达到近90%，远高于β相。在超过1 250 ℃之后，β相才随温度升高而明显增加。实际上，当温度大于1 250 ℃时，由于有序γ相完全转变为无序相，此时，TNM合金必然会展现出非常优异的热加工性能。对比传统合金的γ相有序-无序转变温度（α）可以发现，TNM合金至少降低了50 ℃。可见，在高于α及β相有序化转变温度之上进行热加工，TNM合金必然会展现出较好的热加工性能[27]，而高含量无序α相的作用是不可能被忽视的。

Al的原子数分数分别为42%、45%的TiAl−V合金相图见图5[11]，可以发现，当Al的原子数分数为42%且V的原子数分数为8%时（见图5a）），出现了形成完全无序相的最低温度（约1 150 ℃），此时β相含量极少，绝大多数为无序α相。如果提高Al含量，在相同温度下，V含量也需要提高，否则不能形成无序α+β相区（见图5b））。综合考虑过高V含量及过低Al含量对高温抗氧化性能不利的情况，如果希望获得具有优异的热加工性能，可以将Al含量提高到beta−gamma合金的典型含量（原子数分数43%）。根据相图分析，如果在原子数分数为43%的Al含量下，仍要控制完全无序相出现在较低温度，需要略增加V的原子数分数到约9%，此时形成了TAV合金的主要成分。由于在1 150 ℃时TAV合金就处于完全无序相区，必然就展现出优异的热加工性能，此时无序α相的含量远高于β相。与传统合金相比，TAV合金热加工温度可以降低100 ℃以上，组织均匀性必然得到有效改善。目前，哈尔滨工业大学已经采用包套热加工方法，在相对较低的温度下，研制出了国内领先的工业尺寸TAV合金锻坯和热轧板材（见图6）。

图4 TNM合金相图及相含量变化[8]

图5 TiAl−xV合金相图[11]

图6 工业尺寸的TAV合金

上述分析表明，无论是传统TiAl合金还是beta−gamma合金，高温下的富Al无序α相对热加工性能影响显著，提高高温α相含量是改善TiAl合金热加工性能的有效方法之一。目前，关于富Al无序α相高温变形规律方面的研究仍非常少[21]，难以形成对热加工性能的有效指导。

3 β相稳定元素对热加工性能的影响

通常认为，较低的铝含量再辅以添加适量β相稳定元素，二者共同作用导致TiAl合金高温无序β相含量增加，从而显著改善其热加工性能。其中，β相稳定元素的作用更明显。添加哪种β相稳定元素，如何确定β相稳定元素的添加量，均是beta−gamma TiAl合金设计及研究者经常遇到的问题。

元素稳定β相的能力是首先需要考虑的，如果希望形成特定体积分数的高温无序β相和室温有序β0相，最好按照稳定能力强弱的相反顺序进行β相稳定元素含量添加。其次，还需综合考虑β相稳定元素在TiAl合金中的固溶度，这样就可以初步确定TiAl合金中β相稳定元素添加量的上限。总体上看，beta−gamma TiAl合金中β相稳定元素含量最好控制在Nb、V、Mn、Cr、Mo、W的原子数分数分别小于等于10%、10%、6%、3%、1%和1%[12]。超过含量上限，不仅合金中室温β0相过多，甚至会有更加脆硬的三元金属间化合物或者拓扑密排结构的金属间化合物形成[12]，从而严重损害合金的室温塑性、热加工及抗蠕变性能。当然，β相稳定元素添加量也不能过低，否则在变形温度下高温无序β相含量太少，难以起到改善热加工性能的作用。因此，在特定的低Al含量下，可以将合金中室温出现β0相的临界含量作为β相稳定元素含量下限。

由于不同β相稳定元素的添加量有各自含量范围，根据目标合金想获得的β0/β相含量和显微组织，β相稳定元素的添加种类和添加量具有相对较宽泛的可设计性。但实际上，beta−gamma TiAl合金并不完全遵循“高温无序β相含量高且室温有序β0相含量低”的原则。如TNM合金和TAV合金[14-15]，其显微组织形貌见图7，对比可以看到，在TNM合金中仅在片层团界存在很少的块状β0相，而在TAV合金中β0相体积分数达到近20%，二者均具有优异的热加工性能，但TNM合金的室温伸长率难以超过1%[28]，而TAV合金的室温伸长率可以达到2%以上，有序β0相对TAV合金室温塑性的负作用并不明显。

图7 TAV合金和TNM合金显微组织[14-15]

因此，不同种类β相稳定元素对TiAl合金的影响规律存在较大区别，有必要针对不同β相稳定元素及几种元素组合的添加量进行定量化，以进一步缩小β相稳定元素含量范围。哈尔滨工业大学[22]建立了预测不同成分beta−gamma TiAl合金热加工温度无序β相含量和室温有序β0相含量的Mo当量模型，确定了元素稳定β相能力的强弱并初步定量化。总体上看，W和Mo是强β相稳定能力的元素，其次是Cr、Mn和V元素，而Nb的β相稳定能力最弱，稳定β相能力强弱的顺序由大到小依次为W、Mo、Cr、Mn、V、Nb。定量化的元素添加量可通过室温及高温Mo当量公式来确定，见式（1）—（2）[22]。

室温Mo当量[Mo]eq-RT：[Mo]eq-RT=

Mo+W+1/3Cr+ 1/4Mn+1/4V+1/9Nb (1)

高温Mo当量[Mo]eq-HT：[Mo]eq-HT=

Mo+2W+1/2 Cr+1/3Mn+1/5V+1/10Nb (2)

当[Mo]eq-RT小于1时，对应的合金为传统TiAl合金，室温组织中不存在β0相。当[Mo]eq-RT大于1时，对应的合金为beta−gamma TiAl合金，随着 [Mo]eq-RT的增加，合金中的β0相含量明显提高，且β0相含量与[Mo]eq-RT近似呈线性关系。一些典型TiAl合金的β0相含量与其[Mo]eq-RT关系较好地吻合了上述规律（见图8）[29]，这也验证了室温Mo当量公式的可靠性。在设计TiAl合金成分时，根据该关系可以初步预测目标合金的β0相含量，从而进一步缩小添加元素含量的上、下限。

根据高温Mo当量公式，在典型的热加工温度下（1 200 ℃），当[Mo]eq-HT达到1时，beta–gamma TiAl合金中会出现高温无序β相，[Mo]eq-HT越大高温β相含量越多，热加工性能越好。以不同TiAl合金1 200 ℃相同应变速率等温压缩的峰值应力代表变形抗力，从峰值应力的大小来反应合金的热加工性能，峰值应力越低代表热加工性能越好，从而建立了不同合金的峰值应力与[Mo]eq-HT的关系[29]，如图9所示。图9表明，合金峰值应力随[Mo]eq-HT的变化大体分为3个阶段，当[Mo]eq-HT小于1时，峰值应力随[Mo]eq-HT的升高逐渐增加，合金高温组织中没有出现β相，则β相稳定元素含量越高，固溶强化越明显；当[Mo]eq-HT接近1时，合金高温组织中出现β相，变形抗力迅速下降，热加工性能也随之明显改善；当[Mo]eq-HT大于1时， [Mo]eq-HT增加，高温β相含量也增加，但变形抗力降低较缓慢。典型的TiAl合金，如高Nb−TiAl合金、TNM合金和TAV合金，其高温Mo当量分别为1.25、1.4和1.8，变形抗力完全满足上述高温Mo当量的规律，热加工性能按顺序逐渐提高。

图8 不同TiAl合金中β0相含量与[Mo]eq-RT的关系[29]

图9 TiAl合金的峰值应力与高温Mo当量关系[29]

由此可见，为改善合金的热加工性能，需要将合金设计成高温Mo当量大于1，如果有序β0相对室温塑性的负作用不明显，即不完全遵循“高温无序β相含量高且室温有序β0相含量低”的原则时，β相稳定元素可以达到含量上限。当然，过高的β相稳定元素含量是否合理，还需要针对具体应用场景进行综合评价。如果室温β0相的副作用明显，即遵循“高温无序β相含量高且室温有序β0相含量低”的原则时，需要兼顾室温和高温Mo当量，室温Mo当量最好控制在1.3以下，此时合金中β0相的体积分数一般会小于5%，脆硬的β0相对室温塑性影响有限。高温Mo当量至少应大于1，以便平衡热加工性能与室温塑性的反常关系。按照该规律，研究者可以在设计beta−gamma TiAl合金成分时，初步快速判断相组成含量及热加工和力学性能的优劣。

从β相稳定元素对Ti−43Al−nX合金各相硬度影响规律可以看出（见图10）[29]，添加Cr、Mn和V元素形成的β0相硬度相对较低，而添加Nb、Mo和W元素形成的β0相硬度较高。这说明Cr、Mn和V元素形成的β0相相对较软，对室温塑性的负面影响较小；Nb、Mo和W元素不但强化γ相，而且起到强化β0相的作用，对室温塑性的负作用大。同时，由于添加Cr、Mn和V元素的合金中各相硬度更接近，各相间更容易协调变形，也有利于室温塑性的改善。该结果在典型beta−gamma合金中也得到了验证[23,30-32]，如图11所示。与其他2种合金相比，在TAV合金中β0相硬度较低，这主要是由于V元素的作用，即使含有高的 β0相体积分数，也依然具有良好的室温塑性，这是V元素改善γ相室温塑性、降低β0相硬度，使各相硬度接近，更易协调变形共同作用的结果。

图10 Ti−43Al−nX合金组成相的纳米硬度[29]

图11 不同合金中组成相纳米硬度对比[23,30-32]

综合考虑力学及热加工性能[22-26]，β相稳定元素可以分为2类，第1类是Cr、Mn、V元素，第2类是Nb、Mo、W元素。这种分类与原子在γ相晶格中的占位规律是一致的，第1类元素Cr、Mn和V原子占γ相的Al位[33]，第2类元素Nb、Mo和W原子占γ相的Ti位[34]。第1类元素可以明显改善TiAl合金的热加工性能，形成的β0相对室温塑性的负作用影响有限，适量添加有利于γ相的室温塑性[33]。第2类元素强化作用明显，合金的热变形流动应力较高，改善热加工性能的效果不如第1类元素，同时，需要严格控制室温β0相含量，否则不利于室温塑性。

总体来看，在设计beta−gamma TiAl合金成分时，最好综合考虑第1类与第2类β相稳定元素。如果单纯添加第1类元素，由于β0相对室温塑性负面影响较小，β0相可以有较高的体积分数，这种合金具有优异的热加工性能并伴随相对较好的室温塑性，但高温性能并不优异。如果单纯添加第2类元素，强化作用明显，高温性能较好，但由于β0相对室温塑性负作用较大，不能添加过多，导致高温无序β相含量不可能太高，热加工性能达不到第1类元素的作用效果。因此，两类元素的复合添加可望是平衡热加工与力学性能的最佳选择。

4 等温条件下热加工技术

无论是传统TiAl合金还是beta−gamma合金，实现热加工温度下等温变形，是解决变形合金组织性能均匀性并实现精密成形的关键。国内受限于热加工装备达不到TiAl合金等温变形温度，近些年仍主要采用近等温包套热加工的方法进行锻造、挤压及轧制来制备材料[35-40]。在这种条件下，由于TiAl合金温度与热环境存在温差导致温降快，缺陷不易控制，特别是构件的热模锻成形困难较大，难以实现精密成形。另外，模具的损耗也难以忍受。

国外已经将等温热加工装备用于TiAl合金的精密热成形[7,41-45]，如德国研制出2种TiAl合金叶片等温锻造技术[7,42]，模具分别采用钼合金和碳纤维强化碳化硅复合材料，锻造前后的模具与构件见图12。已用于PW1134G发动机的LPT叶片（TNM合金）也是采用钼合金模具进行真空等温模锻方法制造的[7]，如图13所示。由于TNM合金在真空等温条件下的热加工性能优异，因而叶片制造过程减少了棒材热挤压的工序，显著降低了成本。针对TiAl合金的特点，哈尔滨工业大学研制出了国内首台真空等温热加工设备，可实现真空等温锻造、等温挤压等功能，已经用于TiAl合金等温模锻件的制备（见图14）。该设备不仅可以用于TiAl合金的等温变形，而且在粉末高温合金盘类构件的制备上也具有重要应用价值[46-51]。

图12 真空等温锻造前后模具与构件形貌[7,42]

图13 LPT叶片真空等温锻造过程[7]

图14 TiAl合金叶片

5 结语

经过多年的研究发展，变形TiAl合金取得了重要进步，beta−gamma TiAl合金以其优异的热加工性能成为变形合金的主要研究方向。目前，研究者更多关注于beta−gamma TiAl合金中的β0/β相，对主导TiAl合金热加工性能的高温富Al无序α相及其对其他高温相作用的研究较少，高温变形机理并不全面，难以形成对热加工性能的有效指导。β相稳定元素对TiAl合金热加工性能的影响研究还不够系统，Mo当量模型及β相稳定元素的分类虽可初步实现热加工和力学性能的快速预判，但beta−gamma TiAl合金成分较复杂，合金设计理论仍不完善，还需要研究积累。另外，国内受限于热加工装备，进行包套热加工仍是常规手段。等温条件下的热加工技术研究刚刚起步，是未来变形TiAl合金及其工程化应用研究的重点发展方向之一。

[1] CHEN G, PENG Y B, ZHENG G, et al. Polysynthetic Twinned TiAl Single Crystals for High-Temperature Applications. Nature Materials[J], 2016, 15: 876-881.

[2] KIM Y W, KIM S L. Advances in Gammalloy Materials-Processes-Application Technology: Successes, Dilemmas, and Future[J]. JOM, 2018, 70(4) :553-560.

[3] CLEMENS H, MAYER S. Design, Processing, Microstructure, Properties, and Applications of Advanced Intermetallic TiAl Alloys[J]. Advanced Engineering Materials, 2013, 15(4) :191-215.

[4] APPEL F, CLEMENS H, FISCHER F D. Modeling Concepts for Intermetallic Titanium Aluminides[J]. Progress in Materials Science, 2016, 81: 55-124.

[5] CLEMENS H, SMARSLY W. Light-Weight Intermetallic Titanium Aluminides – Status of Research and Development[J]. Adv. Mater. Res., 2011, 278: 551-556.

[6] GÜTHER V, ALLEN M, KLOSE J, et al. Metallurgical Processing of Titanium Aluminides on Industrial Scale[J]. Intermetallics, 2018, 103: 12-22.

[7] JANSCHEK P. Wrought TiAl Blades[J]. Materials Today: Proceedings, 2015, 2S: 92-97.

[8] SCHWAIGHOFER E, CLEMENS H, MAYER S, et al. Microstructural Design and Mechanical Properties of a Cast and Heat-treated Intermetallic Multi-phase γ-TiAl Based Alloy[J]. Intermetallics, 2014, 44: 128-140.

[9] CHEN Y Y, KONG F T, TIAN J, et al. Recent Developments in Engineering Gamma-TiAl Intermetallics[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2001, 12(4): 605-609.

[10] ZHOU H T, KONG F T , WANG X P, et al. Hot Deformation Behavior and Microstructural Evolution of As-forged Ti-44Al-8Nb-(W, B, Y) Alloy with Nearly Lamellar Microstructure[J]. Intermetallics, 2017, 81: 62-72.

[11] TAKEYAMA M, KOBAYASHI S. Physical Metallurgy for Wrought Gamma Titanium Aluminides: Microstructure Control through Phase Transformations[J]. Intermetallics, 2005, 13(9): 993-999.

[12] DUAN B H, YANG Y C, HE S Y, et al. History And Development of Gamma-TiAl Alloys and the Effect of Alloying Elements on Their Phase Transformations[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2022, 909: 164811.

[13] RAJI S A, POPOOLA A P I, PITYANA S L, et al. Characteristic Effects of Alloying Elements on β Solidifying Titanium Aluminides: A review[J]. Heliyon, 2020, 6: e04463.

[14] KONG F T, CUI N, CHEN Y Y, et al. Characterization of Hot Deformation Behavior of As-Forged TiAl Alloy[J]. Intermetallics, 2014, 55: 66-72.

[15] CLEMENS H, WALLGRAM W, KREMMER S, et al. Design of Novel Beta-solidifying TiAl Alloys with Adjustable β/B2-Phase Fraction and Excellent Hot- Workability[J]. Advanced Engineering Materials, 2008, 10(8): 707-713.

[16] KOTHARI K, RADHAKRISHNAN R, WERELEY N M. Advances in Gamma Titanium Aluminides and Their Manufacturing Techniques[J]. Progress in Aerospace Sciences, 2012, 55: 1-16.

[17] KONG F T, CHEN Y Y, ZHANG D L, et al. High Temperature Deformation Behavior of Ti-46Al-2Cr-4Nb- 0.2Y Alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2012, 539:107-114.

[18] IMAYEV R M, IMAYEV V M, OEHRING M, et al. Alloy Design Concepts for Refined Gamma Titanium Aluminide Based Alloys[J]. Intermetallics, 2007, 15: 451-460.

[19] LI J G, HU R, ZHOU M, et al. High Temperature Micromechanical Behavior of Ti2AlN Particle Reinforced TiAl Based Composites Investigated by in-situ High-Energy X-Ray Diffraction[J]. Materials & Design. 2021, 212: 110225.

[20] CHEN Y Y, KONG F T, HAN J C, et al. Influence of Yttrium on Microstructure, Mechanical Properties and Deformability of Ti-43Al-9V Alloy[J]. Intermetallics, 2005, 13(3/4): 263-266.

[21] ZHOU H H, KONG F T, WANG Y B, et al. Deformation and Phase Transformation of Disordered α Phase in the (α + γ) Two-Phase Region of a High-Nb TiAl Alloy[J]. Materials, 2021, 14: 4817.

[22] 崔宁. Beta−gamma TiAl合金成分设计及高温变形行为研究[D]. 哈尔滨: 哈尔滨工业大学博士学位论文, 2016: 30-57.

CUI Ning. Composition Design and Hot Deformation Behavior of Beta-Gamma TiAl Alloys[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2016: 30-57.

[23] SU Y J, KONG F T, CHEN Y Y, et al. Microstructure and Mechanical Properties of Large Size Ti-43Al-9V- 0.2Y Alloy Pancake Produced by Pack-forging[J]. Intermetallics, 2013, 34: 29-34.

[24] NIU H Z, KONG F T, KIAO S L, et al. Effect of Pack Rolling on Microstructures and Tensile Properties of As-forged Ti-44Al-6V-3Nb-0.3Y Alloy[J]. Intermetallics, 2012, 21(1): 97-104.

[25] WANG Y, LIU Y, YANG G Y, et al. Hot Deformation Behaviors of Beta Phase Containing Ti-43Al-4Nb-1.4W Based Alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 577: 210-217.

[26] TETSUI T, SHINDO K, KOBAYASHI S, et al. A Newly Developed Hot Worked TiAl Alloy for Blades and Structural Components[J]. Scripta Materialia, 2002, 47(6): 399-403.

[27] HUBER D, WERNER R, CLEMENS H, et al. Influence of Process Parameter Variation During Thermo-me­chanical Processing of an Intermetallic β-stabilized γ-TiAl Based Alloy[J]. Materials Characterization, 2015, 109: 116-121.

[28] ZHENG G M, TANG B, ZHAO S K,et al. Evading the Strength-Ductility Trade-off at Room Temperature and Achieving Ultrahigh Plasticity at 800℃ in a TiAl Alloy[J]. Acta Materialia, 2022, 225: 117585.

[29] KONG F T, CUI N, CHEN Y Y, et al. A Novel Composition Design Method for Beta-Gamma TiAl Alloys with Excellent Hot Workability[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2018, 49: 5574-5584.

[30] SCHLOFFER M, RASHKOVA B, SCHÖBERL T. Evolution of the ω0Phase in a β-Stabilized Multi-Phase TiAl Alloy and Its Effect on Hardness[J]. Acta Materialia, 2014, 64: 241-252.

[31] NIU H Z, CHEN Y Y. Microstructure Evolution and Mechanical Properties of a Novel Beta γ-TiAl Alloy[J]. Intermetallics, 2012, 31: 225-231.

[32] SCHLOFFER M, IQBAL F, GABRISCH H. Microstructure Development andHardness of a Powder Metallurgical Multi Phase γ-TiAl Based Alloy[J]. Intermetallics, 2012, 22: 231-240.

[33] BABU S A, SEEHRA P M. Site Selectivities and Magnetic-moments of V, Cr, and Mn Doped in γ-TiAl Alloys[J]. J. Mater. Res., 1993, 8: 989-994.

[34] HAO Y L, XU D S, CUI Y Y, et al. The Site Occupancies of Alloying Elements in TiAl and Ti3Al Alloys[J]. Acta Materialia, 1999, 47 (4): 1129-1139.

[35] LI X B, QIAN K, SHU L, et al. Tailored Fully Lamellar Microstructure of a Newly Developed Mn-Containing Beta-solidifying gamma-TiAl Alloys Rolled Bar[J]. JOM, 2022, 74(8): 2985-2995.

[36] WANG X P, XU W C, XU P, et al. High Nb–TiAl Intermetallic Blades Fabricated by Isothermal Die Forging Process at Low Temperature[J]. Metals, 2020, 10: 757.

[37] ZHANG S Z, ZHANG C J, DU Z X, et al. Microstructure and Tensile Properties of Hot Forged High Nb Containing TiAl Based Alloy with Initial Near Lamellar Microstructure[J]. Materials Science and Engineering A, 2015, 642: 16-21.

[38] ZHENG J Z, ZHANG L Q, HOU Y M, et al. Quasi Isothermal Forging Simulation of Beta-Gamma TiAl Alloy Containing High Content of Nb[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2013, 49(11): 1439-1444.

[39] XU W C, JIN X Z, HUANG K, et al. Improvement of Microstructure, Mechanical Properties and Hot Workability of a TiAl-Nb-Mo Alloy through Hot Extrusion[J]. Materials Science and Engineering A, 2017, 705: 200-209.

[40] ZHOU H T, KONG F T, WANG X P, et al. High Strength in High Nb Containing TiAl Alloy Sheet with Fine Duplex Microstructure Produced by Hot Pack Rolling [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 695: 3495-3502.

[41] FUJITSUNA N, OHYAMA H, MIYAMOTO Y, et al. Isothermal Forging of TiAl-based Intermetallic Compound[J]. ISIJ International, 1991 (10): 1147-1153.

[42] MARKUS B, IRINA S, ALEXANDER S, et al. Batch Processing in Preassembled Die Sets-A New Process Design for Isothermal Forging of Titanium Aluminides [J]. Journal of Manufacturing and Materials Processing, 2018, 2(1): 1.

[43] TOSHIMITSU T. Practical Use of Hot-Forged-Type Ti-42Al-5Mn and Various Recent Improvements[J]. Metals, 2021, 11(9): 1361.

[44] MARK E, SEBASTIAN B, IRINA S, et al. Development of a Heat Treatment Strategy for the Gamma-TiAl Based Alloy TNM-B1 to Increase the Hot Workability[J]. Sn Applied Sciences, 2019, 11(1): 1516.

[45] BAMBACH M, EMDADI A, SIZOVA I, et al. Isothermal Forging of Titanium Aluminides without Beta-phase - Using Non-equilibrium Phases Produced by Spark Plasma Sintering for Improved Hot Working Behavior[J]. Intermetallics, 2018, 101: 44-55.

[46] LI Q H , Li F G, Wan Q, et al. Finite Element Simulation of Superplastic Isothermal Forging Process for Nickel-base PM Superalloy[J]. Materials Science Forum, 2007, 551/552: 297.

[47] OHUCHI K, NAKAZAWA Y, MATSUNO K. Isothermal Forging of Nickel-base Superalloy Modified In-100 Disk[J]. Materials Transactions Jim, 1989, 30(1): 67-76.

[48] CHA D J, KIM D K, CHO J R, et al. Hot Shape Forging of Gas Turbine Disk Using Microstructure Prediction and Finite Element Analysis[J]. International Journal of Precision Engineering and Manufacturing, 2011, 12(2): 331-336.

[49] CHAMANFAR A , VALBERG H S, TEMPLIN B, et al. Development and Validation of a Finite-element Model for Isothermal Forging of a Nickel-base Superalloy[J]. Materialia, 2019, 6: 100319.

[50] KOUL A K, IMMARIGEON J P A. Modeling of Plastic-flow in Coarse-grained Nickel-base Superalloy Compacts Under Isothermal Forging Conditions[J]. Acta Metallurgica, 1987, 35(7): 1791-1805.

[51] HE G A, LIU F, SI J Y, et al. Characterization of Hot Compression Behavior of a New Hiped Nickel-Based P/M Superalloy Using Processing Maps[J]. Materials & Design, 2015, 87: 256-265.

Hot Workability of TiAl Alloys and Its Influencing Factors

KONG Fan-tao

(School of Materials Science and Engineering, Harbin Institute of Technology, Harbin, 150001, P.R.China)

TiAl alloy has become an important high-temperature structural material instead of nickel base superalloy because of its light weight and high temperature resistance. Beta-gamma TiAl alloy with excellent hot workability is the main research direction of wrought alloys. In this paper, the research status of hot workability of TiAl alloys has been summarized, and the effects of the high temperature disorder α phase on hot workability have been analyzed. The β-stabilizers were classified and the influence rules of β-stabilizer on hot workability and mechanical properties have been generalized. The future research directions of the wrought TiAl alloy have been also proposed.

TiAl alloy; hot workability; β-stabilizer; isothermal deformation

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.11.002

TG304

A

1674-6457(2022)11-0010-10

2022–09–01

国家科技重大专项（J2019–VI–0011–0125）

孔凡涛（1971—），男，博士，教授，主要研究方向为新型钛合金及TiAl合金。