高Nb-TiAl基合金板材的微观组织与力学性能

陈永辉，李慧中，2，3，梁霄鹏，2，范爱一，姚三成，刘 超

（1.中南大学材料科学与工程学院，湖南长沙 410083；2.中南大学粉末冶金国家重点实验室，湖南长沙 410083；3.中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，湖南长沙 410083）

·材 料·

高Nb-TiAl基合金板材的微观组织与力学性能

陈永辉1，李慧中1，2，3，梁霄鹏1，2，范爱一1，姚三成1，刘 超1

（1.中南大学材料科学与工程学院，湖南长沙 410083；2.中南大学粉末冶金国家重点实验室，湖南长沙 410083；3.中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，湖南长沙 410083）

采用金相显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）和力学拉伸试验等方法对粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的微观组织以及力学性能进行了研究。结果表明，热等静压态合金的组织为近γ组织，其织构强度呈随机分布；轧态合金的组织为双态组织，板材中存在较强的｛100｝＜010＞立方织构和较弱的｛110｝＜112＞黄铜型织构；室温下，不同拉伸方向上该高Nb-TiAl合金板材的屈服强度在708～725 MPa之间，延伸率均不到1%；高温条件下，随温度的升高，合金板材的强度逐渐降低，延伸率逐渐升高，最高为15.6%，其塑脆性转变温度在800～850℃之间；粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力学性能呈现出相对较弱的各向异性，可以归因于｛100｝＜010＞立方织构。

高Nb-TiAl合金；微观组织；织构；力学性能

TiAl基合金是一种新型的轻质高温结构材料，具有低密度、高比强度、良好的抗氧化性能以及高温抗蠕变性能等优点，在航空航天和汽车等工业领域具有广阔的应用前景［1～3］。近几年，高Nb含量的TiAl基合金受到广泛的关注［4］。高Nb-TiAl基合金不仅兼顾了传统TiAl基合金密度小的优点，同时还具有更优异的综合性能，服役温度可达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基合金具有更高的强度、更优异的抗蠕变性能和高温抗氧化性能。在实际应用方面，高Nb-TiAl基合金板材不仅可以作为结构件材料，而且可以通过进一步塑性加工或近净成形等方式来获得飞行器发动机的零部件，或者超高速飞机的蒙皮、壳体等［6～8］。TiAl基合金板材的制备主要有两种路线：铸锭冶金（IM）工艺和粉末冶金（PM）工艺。Kestler H等人［9］采用IM工艺成功制备出了Ti-47Al-4（Nb，Mn，Cr，Si，B）合金板材，即γ-TAB合金板材；Clemens H等人［10］同样采用IM工艺轧制出了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工艺制备出了高Nb含量的Ti-46Al-9Nb合金板材，相比传统的γ-TAB和γ-Met两种合金板材，该高Nb合金板材拥有更高的强度和更好的蠕变行为［11］。目前，国内关于粉末冶金工艺制备的高Nb-TiAl合金板材的研究比较少，特别是与传统TiAl合金板材在组织性能上的对比分析。本文以高Nb含量的Ti -45Al-7Nb-0.3W合金为研究对象，研究通过粉末冶金工艺制备的高Nb-TiAl合金板材的微观组织以及力学性能。

1 试 验

试验所采用材料的名义成分为Ti-45Al-7Nb -0.3W。采用预合金粉末冶金的方法制备，后进行热等静压处理（HIP），温度为1 250℃，压强为150 MPa，处理时间为4 h。随后进行热包套轧制，试验采用尺寸为Ф180×320 mm的二辊轧机进行，道次变形量控制在5%～10%，道次保温时间在3～8 min，总变形量为73%。

合金的金相显微组织（OM）观察在4XC-II型显微镜上进行。金相样品采用Kroll试剂腐蚀，腐蚀液成分为5%氢氟酸+10%硝酸+85%水，观察面为轧制侧面。电子显微观察（SEM）在Sirion200型场发射扫描电镜上进行，组织观察面与金相观察一致。力学性能测试是在Instron MODEL 8032力学拉伸机上完成的，室温和高温拉伸的速率均为0.5 mm／min，拉伸方向分别为轧向（RD Rollins Direction）和横向（TD Transverse Direction）。

宏观织构测定在Bruker的X射线衍射仪上测试完成的。获得了｛001｝、｛200｝+｛002｝、｛111｝和｛110｝四张不完整极图，利用Bunge球函数谐分析与级数展开法获得取向分布函数（ODF），并由ODF得到完整的极图和反极图［12］。由于高Nb-TiAl基合金的变形主要由γ相承担，故本文主要对γ相进行织构分析。

2 结果与讨论

2.1 HIP态合金的显微组织与织构

粉末冶金HIP态Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的金相和扫描显微组织如图1所示。由图1（a）中的OM显微组织可知，该HIP态合金组织为近γ组织，主要由等轴的γ晶粒以及少量的层片晶团和β相组成。由图1（b）中的SEM显微组织可知，HIP态合金组织非常细小，晶粒尺寸约为18μm。合金中存在三种不同衬度的相，表1为图中不同位置A、B、C三处的EDS分析结果。由能谱分析可知，A处黑色相中，Ti元素与Al元素的含量相当，故黑色相为γ相，即TiAl；B处亮白色相中，Nb元素的原子百分比高于7%，发生偏聚现象，故白色相为β相；C处灰色相中，Ti元素的原子百分比明显高于Al元素，并且Nb元素接近合金的名义成分，故灰色相为γ／α2层片晶团。

图1 HIP态Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的金相和SEM显微组织（a）-OM；（b）-SEM

表1 HIP态Ti-45Al-7Nb-0.3W合金不同位置的EDS分析%

如图2所示为粉末冶金HIP态Ti-45Al-7Nb -0.3W合金的｛110｝γ和｛111｝γ极图，AD为圆柱轴向（Axial Direction），TD为横向（Transverse Direction）。由极图可知，该HIP态合金中织构的最大极密度为1.379，织构强度非常低，几乎随机分布。同时，这也证实了该合金主要由等轴状的γ晶粒组成。这种织构较少的原始组织有利于TiAl基合金的热轧制变形，可以减少变形中的塑性各向异性。

图2 HIP态Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的｛110｝γ和｛111｝γ极图

2.2 轧态合金的显微组织与织构

图3所示为粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的金相和扫描显微组织，观察面为轧制侧面，即RD-ND面。从图3（a）和3（b）中的OM显微组织可知，该轧态合金的组织为双态组织，合金组织沿轧制方向被拉长。不同于原始HIP态合金的近γ组织，该轧态合金组织呈现出典型的流线型特征。图3（c）和3（d）为该轧态合金的SEM显微组织，从图中可以看出，残余的γ相和许多γ／α2层片晶团沿轧制方向被拉长，在尺寸较大的γ相附近，出现了较为细小的γ相和层片晶团，这说明在轧制变形中，粗大的γ相被破碎，在热轧和道次间保温过程中发生了动态和静态再结晶。

图3 粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的OM和SEM显微组织（a）-OM；（b）-OM；（c）-SEM；（d）-SEM

图4 所示为粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的｛001｝γ和｛100｝γ极图。由极图结果可知，该合金板材中存在一个较强的｛100｝＜010＞立方织构和一个较弱的｛110｝＜112＞黄铜型织构，织构最大极密度为2.983。｛100｝＜010＞立方织构是一种再结晶织构，该织构是在轧制和道次间保温中发生再结晶而产生的［4，9］；而较弱的｛110｝＜112＞织构是典型的变形织构。由于HIP态合金中织构近乎随机分布，因此可以判定这两种织构组分都是在轧制变形过程中产生的。Bystrzanowski S和Schillinger W等人［11，13］分别对低Nb含量的γ-TAB和γ-Met合金板材中的织构进行了研究，结果表明，这两种传统的TiAl合金板材中都存在非常强的｛100｝＜010＞立方织构，最大极密度分别达到12和5。相比之下，粉末冶金高Nb-TiAl合金板材中｛100｝＜010＞织构的强度并不是那么明显，这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，减弱了元素的扩散能力，使得热变形中再结晶的驱动力减少［14］，从而导致板材中｛100｝＜010＞再结晶织构的强度相对较弱；另一方面，相比这两种传统的TiAl合金，在高Nb-TiAl合金中Al元素的含量比较低，这导致该合金在热轧过程中存在较多的α相，在随后的冷却过程中，大部分α相转变为了许多随机取向的γ相，从而进一步减少了再结晶织构的强度［9］。

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

2.3 力学性能

粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材在不同拉伸方向和拉伸温度条件下的力学性能见表2。由表2中结果可知，在室温下，RD和TD方向的屈服强度分别为725 MPa和708 MPa，延伸率都比较低，均不到1%；在700℃时，板材的强度最高，RD方向上的屈服和抗拉强度分别为706 MPa和826 MPa，TD方向上的屈服和抗拉强度分别为790 MPa和886 MPa；然而在传统的γ-TAB合金板材中，其最高屈服强度仅为520 MPa［13］；在700℃以后，随着拉伸温度的升高，无论是RD或TD方向上，合金的强度逐渐降低，延伸率逐渐升高，这是因为随着温度的升高，热激活机制得到加强，使得位错滑移和攀移更加容易，晶界运动和动态再结晶更易发生，降低了合金变形过程中加工硬化所产生的应力集中［15］，因此板材拉伸试样的强度随温度的升高而降低，塑性逐渐增强。同时，可以发现在850℃时，RD方向延伸率高达15.6%，TD方向的延伸率也达到了5%，拉伸试样的塑性大幅度得到提升，这说明该合金板材的塑脆性转变温度在800～850℃之间。

表2 高Nb-TiAl合金板材不同拉伸方向和温度条件下的力学性能

图5所示为该高Nb-TiAl合金板材分别在不同方向上20℃和850℃时的拉伸断口形貌。图5（a）和5（b）分别为RD拉伸方向上室温和850℃时的拉伸断口形貌，室温下，轧态合金主要的断裂模式为沿层片断裂和穿晶断裂，表现为脆性断裂的特征；850℃时，断口组织中出现大量的韧窝，且韧窝数量较多，呈现出明显的韧性断裂特征，合金塑性得到大幅度提升。图5（c）和5（d）分别为TD拉伸方向上室温和850℃时的拉伸断口形貌，室温下，合金同样表现出脆性断裂的特征，主要为穿晶断裂；850℃时，断口组织中存在少量的韧窝，但韧窝较浅，塑性提高得不多。

图5 高Nb-TiAl合金板材20℃和850℃时的拉伸断口形貌（a）-RD 20℃；（b）-RD 850℃；（c）-TD 20℃；（d）-TD 850℃

图6为该高Nb-TiAl合金板材的力学性能图，可以很直观地发现，在室温下，RD方向的强度稍高于TD方向的强度；在700～850℃之间，情况刚好相反，TD方向的强度均高于RD方向的强度。可见，粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力学性能存在各向异性，这主要归因于合金板材中的｛100｝＜010＞立方织构［16，17］。由图6可知，粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材不同拉伸方向上强度的最大差异值为84 MPa，而在传统的γ-TAB合金板材中不同方向上强度的差异高达200 MPa［9］，由此可见，各向异性程度较弱的高Nb-TiAl合金板材更适宜于进一步的塑性加工或超塑性成形。同时，无论是室温还是高温条件下，RD方向的延伸率都稍高于TD方向，这可能是因为在轧态合金组织中α2相沿轧制方向上被拉长，而α2相是一种硬脆相，在热变形时易发生解理断裂。因此，相比RD方向，试样在TD方向上拉伸时，α2相更易作为裂纹萌生的起源。

图6 粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力学性能图

从以上分析可以知道，相比传统低Nb含量的TiAl合金板材，通过粉末冶金工艺制备的高Nb-TiAl合金板材具有更高的强度和较弱的力学性能各向异性。高Nb-TiAl合金的较高的强度可能归因于Nb元素的固溶强化，大量Nb元素添加到合金后，Nb原子可以取代Al原子的位置，因为Nb原子与Al原子尺寸差异较大，从而产生了固溶强化作用［18］，提高了γ相中位错滑移的临界分切应力。

3 结 论

1.热等静压态Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的组织为近γ组织，该合金中的织构强度呈随机分布；轧态合金的组织为双态组织，合金板材中存在较强的｛100｝＜010＞立方织构和较弱的｛110｝＜112＞黄铜型织构。

2.室温下，不同拉伸方向上高Nb-TiAl合金板材的屈服强度在708～725 MPa之间，延伸率均不到1%；高温下，合金板材的强度随温度的升高而降低，延伸率逐渐升高，最高为15.6%；其塑脆性转变温度在800～850℃之间。

3.粉末冶金Ti-45Al-7Nb-0.3W合金板材的力学性能呈现出相对较弱的各向异性，这是板材中存在的｛100｝＜010＞立方织构所导致的。

［1］ 熊翔，黄伯云，雷长明，等.TiAl及TiAl+Cr合金的力学性能和组织结构［J］.湖南有色金属，1993，9（4）：241-245.

［2］ 王艳晶，柳乐，宋玫锦.Y微合金化高铌TiAl基合金微观组织研究［J］.材料工程，2015，43（1）：66-71.

［3］ 林均品，张来启，宋西平，等.轻质γ-TiAl金属间化合物的研究进展［J］.中国材料进展，2010，9（2）：1-8.

［4］ Bystrzanowski S，Bartels A，Clemens H，et al.Characteristics of the tensile flow behavior of Ti-46Al-9Nb sheetmaterial—Analysis of thermally activated processes of plasticdeformation［J］.Intermetallics，2008，16（5）：717-726.

［5］ 缪家士，林均品，王艳丽，等.高铌钛铝基合金板材的高温包套轧制［J］.稀有金属材料与工程，2004，33（4）：436-438.

［6］ 张俊红，黄伯云，周科朝，等.包套轧制制备TiAl基合金板材［J］.中国有色金属学报，2001，11（6）：1 055-1 058.

［7］ 杨非，孔凡涛，陈玉勇，等.TiAl合金板材的制备及研究现状［J］.材料工程，2010，36（5）：96-100.

［8］ 张俊红，黄伯云，贺跃辉，等.TiAl基合金板材制备技术的发展［J］.材料导报，2001，16（2）：16-18.

［9］ Gerling R，Schimansky F P，Stark A，et al.Microstructure and mechanical properties of Ti-45Al-（0-0.5C）sheets［J］.Intermetallics，2008，16（5）：689-697.

［10］Clemens H，Lorich A，Eberhardt N，et al.Technology，properties and applications of intermetallicγ-TiAl based alloys［J］.ZMetallkde，1999，90（8）：569-580.

［11］Bystrzanowski S，Bartels A，Clemens H，et al.Creep behaviour and related high temperaturemicrostructural stability of Ti-46Al-9Nb sheetmaterial［J］.Intermetallics，2005，13（5）：515-524.

［12］Bunge H J.Texture analysis in materials science mathematical methods［M］.London，Boston：Butterworths，1982.

［13］Schillinger W，Lorenzen B，Bartels A.Anisotropic mechanical behavior of texturedγ-TiAl caused by the directionality of twinning［J］.Materials Science and Engineering A，2002，A329-331：236 -243.

［14］王兴，林均品，张来启，等.高铌TiAl基合金板材制备包套热轧工艺及组织控制［J］.稀有金属，2010，34（5）：658-662.

［15］Gerling R，Bartels A，Clemens H，et al.Structural characterizatonand tensile properties of a high niobium containing gammma TiAl sheet otained by powder metallurgical processing［J］.Intermetallics，2004，12（3）：275-280.

［16］Bartels A，Kestler H，Clemens H.Deformation behavior of differently processedγ-titanium aluminides［J］.Materials Science and Engineering A，2002，A329-331：153-162.

［17］Niu H Z，Kong F T，Xiao SL，etal.Effectof pack rolling on microstructure and tensile properties of as-forged Ti-44Al-6V-3Nb -0.3Y alloy［J］.Intermetallics，2012，21：97-104.

［18］Zhang W J，Deevi S C，Chen G L.On the origin of superior high strength of Ti-45Al-10Nb alloys［J］.Intermetallics，1998，46（4）：1 075-1 085.

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

国家自然科学基金资助项目（51174233）国家重点基础研究发展规划（973计划）资助项目（2011CB605505）

陈永辉（1990-），男，硕士，主要从事TiAl合金塑性加工研究工作。