β相穩(wěn)定元素對TiAl合金高溫變形行為的影響

馬騰飛，陳瑞潤

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué)，黑龍江 哈爾濱 150001)(2.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

0 引 言

TiAl合金是一種新型輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，具有密度低、高溫比強(qiáng)度和比模量高、高溫抗蠕變和抗氧化性能優(yōu)異等優(yōu)點，在航空航天、汽車等領(lǐng)域極具應(yīng)用前景[1-2]。然而TiAl合金較低的室溫塑性以及較差的高溫變形能力，直接制約了其在工程上的應(yīng)用。為此，國內(nèi)外學(xué)者進(jìn)行了大量的探索，主要是通過合金化和熱機(jī)械處理來獲得均勻、細(xì)小和少偏析的組織。

通過添加Nb、Mo、V、Cr、Mn等β相穩(wěn)定元素，利用β相凝固來減少或者消除成分偏析、細(xì)化組織，這已經(jīng)成為TiAl合金成分設(shè)計的重要手段之一[3-5]。在TiAl合金中添加β相穩(wěn)定元素后會形成B2相，B2相在高溫下能夠協(xié)調(diào)變形、改善熱加工能力，據(jù)此研究人員開發(fā)出了具有良好熱加工性能的新型β-γTiAl合金[6-8]。Clemens 等人[6]設(shè)計了TNM(Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B)合金，并采用常規(guī)鍛造設(shè)備和軋機(jī)，成功軋制出TiAl合金板材。孔凡濤等人[8]通過在TiAl合金中添加9%(原子分?jǐn)?shù))的V元素，采用包套鍛造和軋制技術(shù)成功制備出了TiAl合金板材。新型β-γTiAl合金的熱加工性能遠(yuǎn)遠(yuǎn)好于傳統(tǒng)TiAl合金，為TiAl合金的工程化應(yīng)用提供了保障，因此新型β-γTiAl合金的成分設(shè)計以及熱塑性加工也成為了國內(nèi)外的研究熱點。本研究主要考察β相穩(wěn)定元素對TiAl合金熱變形行為的影響規(guī)律，進(jìn)一步揭示β相穩(wěn)定元素對TiAl合金軟化機(jī)制的影響。

1 實 驗

Ti-44Al合金采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉，Ti-44Al-6Nb、Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金采用二次真空自耗電弧爐熔煉。利用線切割從3種TiAl合金鑄錠上切取φ8 mm×12 mm試樣進(jìn)行熱壓縮實驗。

采用Gleeble-1500D熱模擬試驗機(jī)對3種TiAl合金進(jìn)行熱壓縮。壓縮溫度分別為1 100、1 150、1 200、1 250 ℃，應(yīng)變速率為0.01 s-1，工程應(yīng)變量為60%。采用Pt-Rh熱電偶對變形過程中溫度進(jìn)行實時監(jiān)測。升溫速率為5 ℃/s，保溫3 min。壓縮結(jié)束后立即將試樣淬火保留高溫組織以便后期觀察。

采用D/Max-RB旋轉(zhuǎn)陽極 X 射線衍射儀對TiAl合金進(jìn)行物相鑒別，測試使用Cu靶，λ=0.154 157，2θ范圍為20°～90°，加速電壓40 kV，電流40 mA，掃描速度5°/min。

采用金相砂紙將鑄態(tài)試樣和熱壓縮后淬火試樣機(jī)械研磨至2000#，然后利用Cr2O3懸浮液進(jìn)行機(jī)械拋光。為了能夠更加清晰地觀察TiAl合金的片層組織，采用Kroll試劑(5%HF+5%HNO3+90%H2O，體積分?jǐn)?shù))對拋光后的試樣進(jìn)行輕腐蝕，腐蝕時間為5～8 s。采用Quanta 200FEG型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)及EDS附件進(jìn)行微觀組織觀察及析出相成分分析。

2 結(jié)果與討論

圖1為Ti-44Al、Ti-44Al-6Nb及Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金典型鑄態(tài)組織的SEM照片。由圖1 可以看出，TiAl合金室溫組織為全片層組織，片層團(tuán)尺寸為幾百個微米。β相穩(wěn)定元素能夠促使合金由α凝固向β凝固轉(zhuǎn)變，使TiAl合金發(fā)生徹底的β凝固，β凝固的合金可以通過β相與α相之間的Blackburn取向關(guān)系細(xì)化組織。通過對比圖1a、b、c，發(fā)現(xiàn)添加β相穩(wěn)定元素后，合金片層團(tuán)尺寸減小，如Ti-44Al-6Nb合金片層團(tuán)較Ti-44Al合金細(xì)化。添加β相穩(wěn)定元素Nb、Cr、V后，在片層團(tuán)內(nèi)部分布著魚骨狀白亮色的偏析物，如圖1b、c所示。隨著β相穩(wěn)定元素含量的提高，魚骨狀白亮色偏析物向長條狀轉(zhuǎn)變，白色偏析物含量也隨之增加。

圖1 鑄態(tài)TiAl合金的SEM照片F(xiàn)ig.1 SEM images of as-cast TiAl alloys:(a)Ti-44Al;(b)Ti-44Al-6Nb;(c)Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V

采用EDS對Ti-44Al-6Nb合金中白色析出相進(jìn)行定量分析，結(jié)果如圖2所示。從圖2可以看出，白亮偏析主要是富Nb元素，添加β相穩(wěn)定元素的TiAl合金在凝固過程中發(fā)生β→α轉(zhuǎn)變，晶界處形核的α相向晶內(nèi)β相生長，β相穩(wěn)定元素向β相擴(kuò)散，α相穩(wěn)定元素向α相擴(kuò)散，最終形成了白亮β偏析和Al偏析。已有的研究表明，TiAl合金中β偏析程度隨Nb含量的增加而提高[9]。

為了確定TiAl合金的物相組成，對3種TiAl合金進(jìn)行了XRD物相分析，結(jié)果如圖3所示。由圖3可以看出，Ti-44Al合金主要由Ti3Al相和TiAl相構(gòu)成，Ti-44Al-6Nb合金和Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金由Ti3Al、TiAl和B2相構(gòu)成。隨著β相穩(wěn)定元素含量的增加，B2相衍射峰強(qiáng)度增強(qiáng)。

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

圖3 鑄態(tài)TiAl合金的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of as-cast TiAl alloys

TiAl合金在1 100～1 250 ℃和0.01 s-1條件下的熱壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖4所示。由圖4可以看出，3種TiAl合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線均呈現(xiàn)出典型的動態(tài)再結(jié)晶軟化特征。在變形初始階段，TiAl合金的位錯密度迅速提高，產(chǎn)生加工硬化，流變應(yīng)力急劇增加；隨著變形的進(jìn)行，TiAl合金發(fā)生動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶軟化，加工硬化與動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶軟化相互競爭；當(dāng)流變應(yīng)力達(dá)到峰值后，動態(tài)再結(jié)晶軟化效應(yīng)大于加工硬化，TiAl合金的流變應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而降低，最終加工硬化和動態(tài)再結(jié)晶軟化達(dá)到動態(tài)平衡，TiAl合金的流變應(yīng)力達(dá)到穩(wěn)態(tài)。3種TiAl合金的流變應(yīng)力隨著溫度的升高而降低，當(dāng)變形溫度由1 100 ℃提高到1 250 ℃時，Ti-44Al合金的流變應(yīng)力由328 MPa降低到148 MPa。對3種TiAl合金不同變形條件下的峰值應(yīng)力進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)添加一定量的β相穩(wěn)定元素后，β相穩(wěn)定元素能夠提高TiAl合金的峰值應(yīng)力，如Ti-44Al-6Nb合金。β相穩(wěn)定元素Nb在合金中產(chǎn)生固溶強(qiáng)化效應(yīng)，提高合金的熱變形抗力，同時B2相含量較低，其高溫下的軟化作用有限。進(jìn)一步提高β相穩(wěn)定元素后(Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V)，如在1 200 ℃/0.01 s-1變形條件下，Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金較Ti-44Al和Ti-44Al-6Nb合金分別降低26%和38%，表明β相穩(wěn)定元素能夠有效降低TiAl合金熱變形抗力，且β相穩(wěn)定元素對TiAl合金流變應(yīng)力的影響隨溫度升高更加明顯。通過對比不同變形溫度下不同TiAl合金的峰值應(yīng)力發(fā)現(xiàn)，Ti-44Al合金在1 250 ℃/0.01 s-1變形條件下的峰值應(yīng)力為149 MPa，與Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金在1 200 ℃/0.01 s-1變形條件下的峰值應(yīng)力(145 MPa)相當(dāng)，表明β相穩(wěn)定元素可相對降低TiAl合金熱變形溫度大約50 ℃。因此,通過添加β相穩(wěn)定元素可改善TiAl合金的熱加工成形能力。

圖4 TiAl合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.4 True stress-true strain curves of TiAl alloys:(a)Ti-44Al;(b)Ti-44Al-6Nb;(c)Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V

圖5為3種TiAl合金在1 150 ℃/0.01 s-1條件下熱變形后的顯微組織。由圖5可以看出，Ti-44Al合金變形組織主要由粗大的片層團(tuán)和片層團(tuán)晶界處少量的動態(tài)再結(jié)晶組織構(gòu)成，片層團(tuán)被拉長或者彎曲，且動態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行的并不充分，如圖5a所示。而Ti-44Al-6Nb和Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金熱變形組織發(fā)生了較大變化，呈現(xiàn)出條帶狀形貌，主要由拉長的片層團(tuán)和片層團(tuán)界面處動態(tài)再結(jié)晶組織構(gòu)成，同時發(fā)現(xiàn)B2相與動態(tài)再結(jié)晶組織共同存在于片層團(tuán)晶界處，如圖5b、c所示。通過對比可以發(fā)現(xiàn)，動態(tài)再結(jié)晶程度隨著β相穩(wěn)定元素含量的增加而提高，表明β相穩(wěn)定元素能夠促進(jìn)TiAl合金動態(tài)再結(jié)晶。Niu等人[9-10]報道了Ti-43Al-6Nb-1B合金和Ti-43Al-4Nb-2Mo-0.2B合金的熱變形機(jī)制，發(fā)現(xiàn)Ti-43Al-4Nb-2Mo-0.2B合金具有更低的動態(tài)再結(jié)晶溫度，或者說在相同變形條件下該合金動態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行的更充分，與本研究結(jié)果一致。Ti-44Al-6Nb-1Cr-2V合金在相同溫度下具有更低的熱變形抗力，主要歸因于B2相在熱變形過程中協(xié)調(diào)變形以及β相穩(wěn)定元素促進(jìn)動態(tài)再結(jié)晶。

圖5 TiAl合金在1 150 ℃/0.01 s-1熱變形后的顯微組織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 結(jié) 論

(1)β相穩(wěn)定元素可有效細(xì)化TiAl合金片層團(tuán)尺寸，且B2相含量隨著β相穩(wěn)定元素含量的提高而增加。

(2) TiAl合金流變應(yīng)力隨β相穩(wěn)定元素含量的增加而降低，B2相可有效降低熱變形抗力，最大可使峰值應(yīng)力降低38%。

(3) TiAl合金高溫變形時主要發(fā)生片層彎曲、拉長變形，以及片層團(tuán)晶界處動態(tài)再結(jié)晶和B2相協(xié)調(diào)變形。動態(tài)再結(jié)晶和B2相協(xié)調(diào)變形是TiAl合金軟化的主要方式，且變形組織強(qiáng)烈地依賴于β相穩(wěn)定元素含量。