高Nb-TiAl基合金板材的微觀組織與力學性能

陳永輝，李慧中，2，3，梁霄鵬，2，范愛一，姚三成，劉 超

（1.中南大學材料科學與工程學院，湖南長沙 410083；2.中南大學粉末冶金國家重點實驗室，湖南長沙 410083；3.中南大學有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，湖南長沙 410083）

·材 料·

高Nb-TiAl基合金板材的微觀組織與力學性能

陳永輝1，李慧中1，2，3，梁霄鵬1，2，范愛一1，姚三成1，劉 超1

（1.中南大學材料科學與工程學院，湖南長沙 410083；2.中南大學粉末冶金國家重點實驗室，湖南長沙 410083；3.中南大學有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，湖南長沙 410083）

采用金相顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）、X射線衍射儀（XRD）和力學拉伸試驗等方法對粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的微觀組織以及力學性能進行了研究。結果表明，熱等靜壓態合金的組織為近γ組織，其織構強度呈隨機分布；軋態合金的組織為雙態組織，板材中存在較強的｛100｝＜010＞立方織構和較弱的｛110｝＜112＞黃銅型織構；室溫下，不同拉伸方向上該高Nb-TiAl合金板材的屈服強度在708～725 MPa之間，延伸率均不到1%；高溫條件下，隨溫度的升高，合金板材的強度逐漸降低，延伸率逐漸升高，最高為15.6%，其塑脆性轉變溫度在800～850℃之間；粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力學性能呈現出相對較弱的各向異性，可以歸因于｛100｝＜010＞立方織構。

高Nb-TiAl合金；微觀組織；織構；力學性能

TiAl基合金是一種新型的輕質高溫結構材料，具有低密度、高比強度、良好的抗氧化性能以及高溫抗蠕變性能等優點，在航空航天和汽車等工業領域具有廣闊的應用前景［1～3］。近幾年，高Nb含量的TiAl基合金受到廣泛的關注［4］。高Nb-TiAl基合金不僅兼顧了傳統TiAl基合金密度小的優點，同時還具有更優異的綜合性能，服役溫度可達900℃［5］。相比低Nb含量的TiAl基合金，由于大量Nb元素的加入，高Nb-TiAl基合金具有更高的強度、更優異的抗蠕變性能和高溫抗氧化性能。在實際應用方面，高Nb-TiAl基合金板材不僅可以作為結構件材料，而且可以通過進一步塑性加工或近凈成形等方式來獲得飛行器發動機的零部件，或者超高速飛機的蒙皮、殼體等［6～8］。TiAl基合金板材的制備主要有兩種路線：鑄錠冶金（IM）工藝和粉末冶金（PM）工藝。Kestler H等人［9］采用IM工藝成功制備出了Ti-47Al-4（Nb，Mn，Cr，Si，B）合金板材，即γ-TAB合金板材；Clemens H等人［10］同樣采用IM工藝軋制出了Ti-46.5Al-4（Cr，Nb，Ta，B）合金板材，即γ-Met合金板材；Gerling R等人首次采用PM工藝制備出了高Nb含量的Ti-46Al-9Nb合金板材，相比傳統的γ-TAB和γ-Met兩種合金板材，該高Nb合金板材擁有更高的強度和更好的蠕變行為［11］。目前，國內關于粉末冶金工藝制備的高Nb-TiAl合金板材的研究比較少，特別是與傳統TiAl合金板材在組織性能上的對比分析。本文以高Nb含量的Ti -45Al-7Nb-0.3W合金為研究對象，研究通過粉末冶金工藝制備的高Nb-TiAl合金板材的微觀組織以及力學性能。

1 試 驗

試驗所采用材料的名義成分為Ti-45Al-7Nb -0.3W。采用預合金粉末冶金的方法制備，后進行熱等靜壓處理（HIP），溫度為1 250℃，壓強為150 MPa，處理時間為4 h。隨后進行熱包套軋制，試驗采用尺寸為Ф180×320 mm的二輥軋機進行，道次變形量控制在5%～10%，道次保溫時間在3～8 min，總變形量為73%。

合金的金相顯微組織（OM）觀察在4XC-II型顯微鏡上進行。金相樣品采用Kroll試劑腐蝕，腐蝕液成分為5%氫氟酸+10%硝酸+85%水，觀察面為軋制側面。電子顯微觀察（SEM）在Sirion200型場發射掃描電鏡上進行，組織觀察面與金相觀察一致。力學性能測試是在Instron MODEL 8032力學拉伸機上完成的，室溫和高溫拉伸的速率均為0.5 mm／min，拉伸方向分別為軋向（RD Rollins Direction）和橫向（TD Transverse Direction）。

宏觀織構測定在Bruker的X射線衍射儀上測試完成的。獲得了｛001｝、｛200｝+｛002｝、｛111｝和｛110｝四張不完整極圖，利用Bunge球函數諧分析與級數展開法獲得取向分布函數（ODF），并由ODF得到完整的極圖和反極圖［12］。由于高Nb-TiAl基合金的變形主要由γ相承擔，故本文主要對γ相進行織構分析。

2 結果與討論

2.1 HIP態合金的顯微組織與織構

粉末冶金HIP態Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的金相和掃描顯微組織如圖1所示。由圖1（a）中的OM顯微組織可知，該HIP態合金組織為近γ組織，主要由等軸的γ晶粒以及少量的層片晶團和β相組成。由圖1（b）中的SEM顯微組織可知，HIP態合金組織非常細小，晶粒尺寸約為18μm。合金中存在三種不同襯度的相，表1為圖中不同位置A、B、C三處的EDS分析結果。由能譜分析可知，A處黑色相中，Ti元素與Al元素的含量相當，故黑色相為γ相，即TiAl；B處亮白色相中，Nb元素的原子百分比高于7%，發生偏聚現象，故白色相為β相；C處灰色相中，Ti元素的原子百分比明顯高于Al元素，并且Nb元素接近合金的名義成分，故灰色相為γ／α2層片晶團。

圖1 HIP態Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的金相和SEM顯微組織（a）-OM；（b）-SEM

表1 HIP態Ti-45Al-7Nb-0.3W合金不同位置的EDS分析%

如圖2所示為粉末冶金HIP態Ti-45Al-7Nb -0.3W合金的｛110｝γ和｛111｝γ極圖，AD為圓柱軸向（Axial Direction），TD為橫向（Transverse Direction）。由極圖可知，該HIP態合金中織構的最大極密度為1.379，織構強度非常低，幾乎隨機分布。同時，這也證實了該合金主要由等軸狀的γ晶粒組成。這種織構較少的原始組織有利于TiAl基合金的熱軋制變形，可以減少變形中的塑性各向異性。

圖2 HIP態Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的｛110｝γ和｛111｝γ極圖

2.2 軋態合金的顯微組織與織構

圖3所示為粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的金相和掃描顯微組織，觀察面為軋制側面，即RD-ND面。從圖3（a）和3（b）中的OM顯微組織可知，該軋態合金的組織為雙態組織，合金組織沿軋制方向被拉長。不同于原始HIP態合金的近γ組織，該軋態合金組織呈現出典型的流線型特征。圖3（c）和3（d）為該軋態合金的SEM顯微組織，從圖中可以看出，殘余的γ相和許多γ／α2層片晶團沿軋制方向被拉長，在尺寸較大的γ相附近，出現了較為細小的γ相和層片晶團，這說明在軋制變形中，粗大的γ相被破碎，在熱軋和道次間保溫過程中發生了動態和靜態再結晶。

圖3 粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的OM和SEM顯微組織（a）-OM；（b）-OM；（c）-SEM；（d）-SEM

圖4 所示為粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的｛001｝γ和｛100｝γ極圖。由極圖結果可知，該合金板材中存在一個較強的｛100｝＜010＞立方織構和一個較弱的｛110｝＜112＞黃銅型織構，織構最大極密度為2.983。｛100｝＜010＞立方織構是一種再結晶織構，該織構是在軋制和道次間保溫中發生再結晶而產生的［4，9］；而較弱的｛110｝＜112＞織構是典型的變形織構。由于HIP態合金中織構近乎隨機分布，因此可以判定這兩種織構組分都是在軋制變形過程中產生的。Bystrzanowski S和Schillinger W等人［11，13］分別對低Nb含量的γ-TAB和γ-Met合金板材中的織構進行了研究，結果表明，這兩種傳統的TiAl合金板材中都存在非常強的｛100｝＜010＞立方織構，最大極密度分別達到12和5。相比之下，粉末冶金高Nb-TiAl合金板材中｛100｝＜010＞織構的強度并不是那么明顯，這是由于合金元素含量不同所造成。在高Nb含量的Ti-45Al-7Nb-0.3W合金中，由于大量Nb元素的添加，減弱了元素的擴散能力，使得熱變形中再結晶的驅動力減少［14］，從而導致板材中｛100｝＜010＞再結晶織構的強度相對較弱；另一方面，相比這兩種傳統的TiAl合金，在高Nb-TiAl合金中Al元素的含量比較低，這導致該合金在熱軋過程中存在較多的α相，在隨后的冷卻過程中，大部分α相轉變為了許多隨機取向的γ相，從而進一步減少了再結晶織構的強度［9］。

圖4 粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的｛001｝γ和｛100｝γ極圖

2.3 力學性能

粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材在不同拉伸方向和拉伸溫度條件下的力學性能見表2。由表2中結果可知，在室溫下，RD和TD方向的屈服強度分別為725 MPa和708 MPa，延伸率都比較低，均不到1%；在700℃時，板材的強度最高，RD方向上的屈服和抗拉強度分別為706 MPa和826 MPa，TD方向上的屈服和抗拉強度分別為790 MPa和886 MPa；然而在傳統的γ-TAB合金板材中，其最高屈服強度僅為520 MPa［13］；在700℃以后，隨著拉伸溫度的升高，無論是RD或TD方向上，合金的強度逐漸降低，延伸率逐漸升高，這是因為隨著溫度的升高，熱激活機制得到加強，使得位錯滑移和攀移更加容易，晶界運動和動態再結晶更易發生，降低了合金變形過程中加工硬化所產生的應力集中［15］，因此板材拉伸試樣的強度隨溫度的升高而降低，塑性逐漸增強。同時，可以發現在850℃時，RD方向延伸率高達15.6%，TD方向的延伸率也達到了5%，拉伸試樣的塑性大幅度得到提升，這說明該合金板材的塑脆性轉變溫度在800～850℃之間。

表2 高Nb-TiAl合金板材不同拉伸方向和溫度條件下的力學性能

圖5所示為該高Nb-TiAl合金板材分別在不同方向上20℃和850℃時的拉伸斷口形貌。圖5（a）和5（b）分別為RD拉伸方向上室溫和850℃時的拉伸斷口形貌，室溫下，軋態合金主要的斷裂模式為沿層片斷裂和穿晶斷裂，表現為脆性斷裂的特征；850℃時，斷口組織中出現大量的韌窩，且韌窩數量較多，呈現出明顯的韌性斷裂特征，合金塑性得到大幅度提升。圖5（c）和5（d）分別為TD拉伸方向上室溫和850℃時的拉伸斷口形貌，室溫下，合金同樣表現出脆性斷裂的特征，主要為穿晶斷裂；850℃時，斷口組織中存在少量的韌窩，但韌窩較淺，塑性提高得不多。

圖5 高Nb-TiAl合金板材20℃和850℃時的拉伸斷口形貌（a）-RD 20℃；（b）-RD 850℃；（c）-TD 20℃；（d）-TD 850℃

圖6為該高Nb-TiAl合金板材的力學性能圖，可以很直觀地發現，在室溫下，RD方向的強度稍高于TD方向的強度；在700～850℃之間，情況剛好相反，TD方向的強度均高于RD方向的強度?？梢?，粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力學性能存在各向異性，這主要歸因于合金板材中的｛100｝＜010＞立方織構［16，17］。由圖6可知，粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材不同拉伸方向上強度的最大差異值為84 MPa，而在傳統的γ-TAB合金板材中不同方向上強度的差異高達200 MPa［9］，由此可見，各向異性程度較弱的高Nb-TiAl合金板材更適宜于進一步的塑性加工或超塑性成形。同時，無論是室溫還是高溫條件下，RD方向的延伸率都稍高于TD方向，這可能是因為在軋態合金組織中α2相沿軋制方向上被拉長，而α2相是一種硬脆相，在熱變形時易發生解理斷裂。因此，相比RD方向，試樣在TD方向上拉伸時，α2相更易作為裂紋萌生的起源。

圖6 粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力學性能圖

從以上分析可以知道，相比傳統低Nb含量的TiAl合金板材，通過粉末冶金工藝制備的高Nb-TiAl合金板材具有更高的強度和較弱的力學性能各向異性。高Nb-TiAl合金的較高的強度可能歸因于Nb元素的固溶強化，大量Nb元素添加到合金后，Nb原子可以取代Al原子的位置，因為Nb原子與Al原子尺寸差異較大，從而產生了固溶強化作用［18］，提高了γ相中位錯滑移的臨界分切應力。

3 結 論

1.熱等靜壓態Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的組織為近γ組織，該合金中的織構強度呈隨機分布；軋態合金的組織為雙態組織，合金板材中存在較強的｛100｝＜010＞立方織構和較弱的｛110｝＜112＞黃銅型織構。

2.室溫下，不同拉伸方向上高Nb-TiAl合金板材的屈服強度在708～725 MPa之間，延伸率均不到1%；高溫下，合金板材的強度隨溫度的升高而降低，延伸率逐漸升高，最高為15.6%；其塑脆性轉變溫度在800～850℃之間。

3.粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力學性能呈現出相對較弱的各向異性，這是板材中存在的｛100｝＜010＞立方織構所導致的。

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Microstructure and Mechanical Properties of High Nb-TiA l A lloy Sheet

CHEN Yong-hui1，LIHui-zhong1，2，3，LIANG Xiao-peng1，2，FAN Ai-yi1，YAO San-cheng1，LIU Chao1
（1.School of Materials Science and Engineering，Central South University，Changsha 410083，China；2.State Key Laboratory of Powder Metallurgy，Central South University，Changsha 410083，China；3.Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering，Ministry of Education，Central South University，Changsha 410083，China）

Microstructure andmechanicalproperties ofpowdermetallurgical Ti-45Al-7Nb-0.3Walloy sheetwere investigated by optical microscopy（OM），scanning electron microscopy（SEM），X-ray diffraction and tensile testing.Results indicate that the microstructure of as-HIPed alloy was near gamma，which nearly had Arandom texture.Themicrostructure of as-rolled alloy was duplex，which had Arelatively strong｛100｝＜010＞cube texture and a weak｛110｝＜112＞brass texture.At room temperature，for high Nb-TiAl alloy sheet，yield strength in the range of 708～725 MPa and below 1%plastic elongation were obtained at different tension direction.At elevated temperature，the strength decreased with the increasing temperature，while the plastic elongation increased with a maximum of 15.6%.The brittle-plastic transition temperature was between 800℃and 850℃.The relatively weak anisotropy ofmechanical properties can be attributed to the cube texture｛100｝＜010＞.

high Nb-TiAl alloy；microstructure；texture；mechanical properties

TG146.2

A

1003-5540（2016）03-0054-06

2016-03-12

國家自然科學基金資助項目（51174233）國家重點基礎研究發展規劃（973計劃）資助項目（2011CB605505）

陳永輝（1990-），男，碩士，主要從事TiAl合金塑性加工研究工作。