β型γ－TiAl合金的制備及其反常屈服行為研究

楊 非，陳玉勇，蔡一湘，孔凡濤，肖樹龍

（1．廣州有色金屬研究院粉末冶金研究所，廣東 廣州 510650；

2．哈爾濱工業大學材料科學與工程學院，黑龍江 哈爾濱 150001）

β型γ－TiAl合金的制備及其反常屈服行為研究

楊 非1，陳玉勇2，蔡一湘1，孔凡濤2，肖樹龍2

（1．廣州有色金屬研究院粉末冶金研究所，廣東 廣州 510650；

2．哈爾濱工業大學材料科學與工程學院，黑龍江 哈爾濱 150001）

β型γ－TiAl合金具有良好的高溫變形能力，為TiAl合金的發展開辟了新的發展方向．采用水冷銅坩堝真空感應熔煉技術制備了β型γ－TiAl合金，即Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金，研究了該合金的鑄態組織、相組成及力學性能．結果表明，Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的鑄態組織為近層片組織結構，主要由γ－TiAl相、α2－Ti3Al相及β（B2）相組成．室溫條件下，該合金的屈服強度為393 MPa，700℃時合金的屈服強度為562MPa，當測試溫度升高到800℃時，合金的屈服強度為420MPa．該合金表現出了明顯的反常屈服行為．

TiAl合金；組織；性能；反常屈服行為

隨著全球氣候變暖趨勢日益明顯，對低能耗、低排放、低污染等技術要求越來越迫切．研究發現，汽車每降低10%的車重，廢氣排放量可減少10%，燃料消耗節省7%［1］．因此，汽車的輕量化將起到節能、環保的雙重作用．TiAl基合金由于具有低密度、高彈性模量、高的比強度、高的高溫強度、良好的抗蠕變能力以及優異的防腐蝕性能等優點，被認為是非常具有潛力的輕質耐高溫結構材料，在汽車發動機高溫結構材料領域具有廣闊的應用前景，近年來引起了研究者們的廣泛關注［2－5］．

然而，由于Ti Al合金室溫塑性低，高溫變形能力不足，熱加工困難，成型性差，限制了其廣泛應用．近來，美國學者Y．W．Kim提出了β型γ－Ti Al合金的的概念［6］，該合金具有較好的高溫變形能力，為TiAl合金的發展提出了新的方向．本文采用水冷銅坩堝真空感應熔煉技術制備了高質量Ti－45Al－9（V，Nb，Y）β型γ－TiAl合金，對該合金的組織結構、相組成及力學性能進行了研究．

1 實驗方法

實驗用原材料為海綿鈦（純度＞99．7%），高純鋁（純度＞99．99%）以及鋁釩、鋁鈮和鋁釔中間合金．

首先采用水冷銅坩堝真空感應熔煉爐進行熔煉，制備鑄錠，然后在溫度為900℃條件下，對合金鑄錠均勻化處理60 h，隨后對合金鑄錠進行熱等靜壓處理，以消除或減少合金鑄錠的縮孔、疏松等缺陷，熱等靜壓處理溫度為1200℃，壓力為140MPa，時間為4h．

分別采用X射線衍射分析（XRD）、光學顯微分析（OM）及掃描電子顯微分析（SEM）等方法，對Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金鑄錠進行相分析及顯微組織觀察．合金的拉伸性能測試在Instron萬能試驗機上進行，應變速率為5×10－4s－1．

2 結果及討論

2．1 鑄態合金的相組成及顯微組織

圖1為 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的 XRD圖衍射圖譜．由圖1可知，采用水冷銅坩堝真空感應熔煉法所制備的 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金主要由γ，α2和β（B2）三相組成．合金的鑄態顯微組織（圖2）可以看出，Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金為近層片組織結構，其平均層片團簇的尺寸約為100μm．與傳統的TiAl合金相比，Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金顯微組織沒有顯著的柱狀晶特征，而是體現了等軸特征．在層片組織邊界存在亮灰色和黑色塊狀組織（如圖2（b）），經能譜分析，亮灰色塊體中富含V，Nb等β相穩定元素，黑色塊體的成分為w（Ti）＝43．79%，w（Al）＝49．09%，w（V）＝3．59%和w（Nb）＝3．54%．結合XRD分析結果，認為亮灰色塊體為β（B2）相，黑色塊體為γ相．

圖1 水冷銅坩堝真空感應熔煉 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的XRD圖譜

圖2 水冷銅坩堝真空感應熔煉Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金鑄態組織

研究認為V和Nb元素均為β相穩定元素，在TiAl合金中添加該類元素促進了合金的凝固過程由α相凝固方式向β相凝固方式轉變［7－8］．由于β相中優先生長方向＜100＞晶向具有等價的三個方向，即＜100＞，＜010＞和＜001＞，而不像α相中只有一個＜001］晶向為晶體優先生長方向，因此經β相凝固方式凝固的合金具有等軸狀特征，而柱狀晶特征并不顯著．

根據相圖分析可知，Ti－45Al－x V合金的平衡凝固路線和相轉變過程為L→β→α→α＋γ→α＋β＋γ→β＋γ，其中β相有序化形成B2相，其有序化溫度約為1100℃［9］．按照上述凝固路線凝固后，合金的平衡凝固組織應該為β＋γ雙相組織，而不是α＋β＋γ三相組織．但是由于合金熔體受到金屬型壁的激冷作用，而產生較大的過冷度以及與外界強烈的熱交換作用，合金的實際凝固過程往往偏離平衡凝固方式，最終獲得的合金組織不同于合金平衡凝固的組織．結合Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的鑄態組織特征，可以推測該合金凝固方式和相轉變過程遵從的路線為L→L＋β→β→β＋α→α→α＋γ→α＋γ＋β→α＋α2＋γ＋β→lamellar（α2／γ）＋γ＋β．其中β相有兩種來源，一種是由于V和Nb元素的穩定作用導致β相直接從液相析出并保留至室溫，另一種是由α相分解得到的．層片結構由高溫α相轉變而來，同時β＋γ相結構是由γ相從高溫α相或β相的析出而形成的．最終Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金形成了層片團簇被β（B2）相和γ相包圍的近層片組織結構．

2．2 鑄態合金的力學性能

圖3為鑄態 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金在不同溫度下的拉伸力學性能．從圖3可以看出，溫度對Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的屈服強度和延伸率有重要的影響．隨著測試溫度的升高，鑄態合金的屈服強度表現為先升高后下降的趨勢，而鑄態合金的延伸率則隨著測試溫度的升高而持續增加．在室溫條件下，鑄態Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的拉伸屈服強度和延伸率分別為393 MPa和0．55%，而當測試溫度升高到700℃時，合金的屈服強度達到了最大值，為562 MPa，延伸率為7．6%．隨著測試溫度繼續升高，合金的屈服強度下降，延伸率增加，當測試溫度為800℃時，鑄態 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的屈服強度為420 MPa，延伸率高達18．4%．

圖3 溫度對鑄態 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金拉伸性能的影響

屈服強度反常溫度關系的本質與金屬間化合物的位錯運動和滑移特性密切相關．金屬間化合物的位錯運動難易不僅與位錯總的柏氏矢量長度有關，而且還與位錯分解形成APB，SISF或CSF等任何形式的層錯能量有關［10－12］．TiAl合金的屈服強度反常溫度關系與γ相中1／2［1－10］普通螺位錯和［101］超位錯的交滑移有關．在低溫條件下（小于500℃），由于普通位錯的臨界剪切應力（CRSS）大于超位錯的臨界剪切應力，所以低溫條件下普通位錯不易發生滑移現象，而超位錯相對較易滑動［12－13］．在變形過程中超位錯易在（111）上發生交滑移并分解為［1－01］＝1／6［112］＋1／3［201］＋1／6［112］，在（111）和（1－11）晶面之間產生一個SISF，形成了非平面位錯核心結構，該平面位錯核心結構不可動，從而對位錯起到了釘扎作用．在高溫條件下（大于500℃），隨著溫度的升高，普通位錯的滑移可以開動［13］，｛111｝滑移面上的一個螺位錯的幾小部分或部分螺位錯交滑移到 APB或SISF能量較低的｛100｝或｛111－｝滑移面，造成非平面的位錯結構，成為不可動位錯鎖，對位錯起到釘扎作用．位于兩個釘扎點之間的位錯必須通過彎曲繞過釘扎點而運動，因而兩個釘扎點之間的距離或釘扎點的數量決定了強化的程度．由于交滑移是一個熱激活過程，溫度升高有利于交滑移的進行，且呈指數關系增加．因此，隨著溫度的升高，釘扎點之間距離的減小，位錯鎖對位錯的釘扎作用增強，位錯運動的阻力增加，在宏觀上表現為合金的屈服強度隨著溫度的增加而增大．除此之外，Feng等人［14］發現在｛110｝面上，位錯可以以單交滑移模式、雙交滑移模式、位錯環模式以及位錯偶極子的形成等模式發生釘扎現象，從而導致位錯阻力增加，位錯不可開動，TiAl合金的屈服強度增加．總之，在γ－Ti Al合金中，隨著溫度的增加，超位錯和普通位錯的滑移依次開動，由于位錯發生分解及交滑移作用，在｛111｝，｛100｝，或｛111－｝面上產生位錯的釘扎現象，限制了位錯的運動，隨著溫度的增加，這種釘扎作用逐漸增強，直到達到最大值．宏觀上體現為γ－TiAl合金的屈服強度隨著溫度的增加而不斷增加，直到屈服強度達到最大值．當溫度高于屈服強度峰值的溫度時，由于熱激活作用顯著增強，位錯鎖被解鎖，位錯運動重新被開動．此外，γ－TiAl合金中攣晶變形成為主要的變形方式，故屈服強度的反常溫度現象消失，γ－Ti Al合金的屈服強度隨著溫度的增加而逐漸減小．

對于具有B2結構的金屬間化合物來說，由于存在高濃度的不可動的熱激活空位，熱變形過程中可對位錯的滑移起到釘扎作用［15］．故可以預見，隨著溫度的升高位錯可動性增強，熱激活空位對位錯的釘扎作用逐漸增加，導致β（B2）相出現屈服強度隨著溫度的升高而增大的現象．當溫度升高到一定值時，熱激活效果變得更加顯著，熱激活空位可以與位錯核發生反應而消失，位錯的釘扎作用隨之消失，β（B2）相的屈服強度開始下降，屈服強度的反常溫度現象消失．

Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金主要由γ－TiAl相，α2－Ti3Al相及β（B2）相組成．由上述分析可知，γ－Ti Al相和β（B2）相在變形過程中很容易發生屈服強度反常溫度現象．因此，該合金在拉伸測試中表現出了強烈的屈服強度反常溫度關系．

3 結 論

（1）采用水冷銅坩堝真空感應熔煉技術成功地制備了Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金鑄錠，該合金主要由γ－TiAl相，α2－Ti3Al相和β（B2）相組成，組織為近層片組織結構，平均層片團簇尺寸為100μm；

（2）Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金具有明顯的反常屈服行為，室溫條件下合金的屈服強度為393 MPa，延伸率為0．55%；700℃時，合金的屈服強度明顯增加為562 MPa，延伸率為7．6%；800℃時，合金的屈服強度為420 MPa，延伸率為18．4%．

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Preparation and anomalous yield behavior ofβγ－TiAl alloy

YANG Fei1，CHEN Yu－yong2，CAI Yi－xiang1，KONG Fan－tao2，XIAO Shu－long2
（1．Department of Pow der Metallurgy，Guangzhou Research Institute of Non－ferrous Metals，Guangzhou 510650，China．2．School of Materials Science and Engineering，Harbin Institute of Technology，Harbin 150001，China）

βγ－TiAl owned excellent deformability at high temperature and it was regarded as a new material which exhibited potential for using in different fields in the future．In this paper，Ti－45Al－9（V，Nb，Y）alloy，a newβγ－TiA alloy，was prepared successfully by Induction Skull Melting（ISM）technology in water－cooled copper crucible，and its microstructure，phase constitution and mechanical properties were investigated．The results showed that Ti－45Al－9（V，Nb，Y）alloy，with nearly lamellar structure，was composed ofγ－TiAl，α2－Ti3Al andβ（B2）phases，and had obvious anomalous tensile behavior．The yield strength of Ti－45Al－9（V，Nb，Y）alloy was 393MPa at room temperature，562MPa at 700℃and 420MPa at 800℃，respectively．

Ti Al alloy；Microstructure；properties；anomalous yield behavior

TG146．2．3

A

1673－9981（2010）04－0514－04

2010－10－16

楊非（1982—），男，內蒙古錫林浩特人，博士．