文章编号：1004-0609(2013)S1-s0708-05

新型γ-TiAl基合金的高温流变行为及组织演变

罗媛媛^{1, 2}，奚正平²，毛小南²，吴金平²，苏航标²，杨英丽²，宋飞飞²

(1. 西北工业大学 材料学院 凝固技术国家重点实验室，西安 710072；

2. 西北有色金属研究院，西安 710016)

摘  要：利用Gleeble-3800型热模拟试验机对经过3次真空自耗熔炼的TiAl-3Ta-x(Cr,W)(摩尔分数，%)合金进行了热模拟等温压缩试验，研究在1 150~1 250 ℃及0.01~1 s^-1应变速率下的高温流变行为及其微观组织演变。结果表明，在合金的高温变形过程中，曲线呈明显的先硬化后软化的流变行为特征，应变速率的降低或温度的升高都会使合金的流动应力降低；热变形使组织由粗大的铸态γ/α₂近片层组织演变为细小的近等轴γ/α₂组织。造成该合金流变软化和组织演变的主要原因是片层组织发生了动态再结晶，其最佳高温塑性变形温度为1 200 ℃，应变速率小于1 s^-1。

关键词：TiAl基高温合金；高温流变行为；流变软化；本构方程；组织演变

中图分类号：TG 146.4　　     文献标志码：A

High temperature flow behavior and microstructure evolution of new γ-TiAl alloy

LUO Yuan-yuan^{1, 2}, XI Zheng-ping², MAO Xiao-nan², WU Jin-ping², SU Hang-biao², YANG Ying-li², SONG Fei-fei²

(1. State Key Laboratory of Solidification Processing, School of Materials, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China;

2. Northwest Institute for Nonferrous Metal Research, Xi’an 710016, China)

Abstract: The samples of TiAl-3Ta-x(Cr,W) (molar fraction, %) were hot compressed by Gleeble-3800 thermal simulation tester. The high temperature flow behavior and microstructure evolution were studied at 1 200-1 300 ℃ and 0.01-1 s^-1. The results show that alloy displays a flow characteristic of hardening followed by softening during hot compression. The reduction of the strain rate or the rise of temperature can make flow stress reduce. The microstructure of the alloy evolves from as-cast big size γ/α₂ to small size near-equiaxed γ/α₂. Dynamic recrystallization (DRX) is the main reason that results in flow softening and micro-structure evolution of the alloy. The optimum temperature for hot forming of cast near lamella the alloy is 1 200 ℃, and the strain rate should be less than 1 s^-1.

Key words: TiAl based alloy; high temperature flow behavior; flow softening; constitutive equation; microstructure evolution

与其他高温合金相比，TiAl基合金具有优异的高比强度、低密度和优良的高温抗氧化能力和蠕变抗力等特质，被广泛应用于航空发动机高压压气机叶片、低压涡轮叶片以及高速飞行器热端部件、翼、壳体等部件^[1-4]。然而该类合金的室温脆性大、高温变形难、热加工过程中的工艺塑性差、变形参数敏感等问题的存在，在很大程度上限制其工业化条件下的生产和应用^[5]。众所周知，TiAl合金的铸态组织为粗大的柱状晶，具有很低的室温塑性，使粗大柱状晶破碎，得到细小、均匀的等轴晶，已经被认为是改善其室温塑性的有效工艺。但TiAl合金属于难变形材料，其变形应力受变形温度和变形应变速率的影响，只有在一定的温度区间，其变形抗力低于解理强度，材料才可能进行无损热塑性变形，并且，随着温度升高，变形抗力减小，热加工容易进行。所以，为了保证TiAl合金的热变形顺利进行，热加工都需在较高的温度、较低的应变速率下进行。而对于新型TiAl合金来说，变形温度和应变速率的选择至关重要，研究该合金在不同温度和应变速率下的流变行为和组织演变，对于掌握其在高温下的流变特性，获得合理的热加工工艺参数有重要作用^[6]。

本研究以铸态TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金为研究对象，进行恒温等应变速率热压缩模拟试验，获得不同温度和应变速率下TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金的应力-应变曲线。利用光学显微镜(OM)和透射电子电镜(TEM)观察变形后合金的微观组织，确定该合金的高温流变行为和组织演变与变形工艺参数之间的对应关系，并分析其微观变形机制。

1  实验

所用材料经三次真空自耗熔炼和1 000 ℃、10 h 均匀化处理得到铸态TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金。实验材料的原始组织为α₂+γ混合组织。等温恒应变速率压缩实验在Gleeble-3800型热模拟试验机进行，从铸锭上切取直径×长度为8 mm×12 mm圆柱体试样，压缩变形温度分别为1 100、1 150、1 200、1 250 ℃，应变速率为0.01、0.05、0.1、0.5、1 s^-1，变形量为50%。实验采用真空感应加热，升温速率为5 ℃/s，升温至变形温度后保温120 s使试样的温度均匀化，热变形完成后立即空冷，然后沿着平行于压缩轴方向将试样切割成2部分，制备金相试样，采用1%HF+3%HNO₃+ 5%H₂O(体积分数)腐蚀剂对试样进行腐蚀，并采用奥林巴斯 PMG 3卧式光学显微镜和EM-200GX型透射电镜上观察和分析压缩实验前后TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金微观组织。

2  结果与讨论

2.1  合金的真应力-应变曲线

图1所示为TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金在不同压缩变形条件下的应力-应变曲线及其对应的部分压缩后的试样外形。从图1可知，TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金在温度1 150~1 250 ℃和不同应变速率下变形时，初始变形阶段加工硬化，达到峰值应力，然后出现流变硬化。在变形温度较低(1 150 ℃)时，曲线尖峰明显，峰值应力较大，且当应力达到峰值后缓慢下降(图1(a))。当变形温度较高时，应力峰值普遍较低，随着变形量的增加，应力迅速下降，在累积应变量达到0.5以上时，流变应力就趋于稳定了(见图1(b)和图1(c))。当变形温度一定时，合金的流变应力随应变速率的减小而下降。高温和低应变速率条件下，动态回复和动态再结晶等软化过程和加工硬化快速达到平衡，热塑性流变阶段趋于平稳，如1 200 ℃、0.01 s^-1和1 250 ℃、0.01 s^-1。该合金在高温低应变速率下，其峰值应力达到最小值。根据已有的研究结果^[7-8]，TiAl合金的加工硬化主要由位错的增值引起。从微观上来看，一方面由于变形量的增加，晶粒内的位错密度增加，来不及滑移的位错相互缠结、钉扎、塞积导致可动性降低，流变应力增大，合金硬化。TiAl合金在高温变形初期的硬化现象，提出小变形量(ε=0.02~0.2)下双态TiAl合金的高温变形机制为基于位错滑移和攀移的晶粒-基体变形机制。同样得出变形初期因位错滑移困难导致流变应力增加、合金硬化的结论。

图1  TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金在不同压缩变形条件下的应力-应变曲线

Fig. 1  Stress-strain curves of TiAl-3Ta-x(Cr,W) alloy at different temperatures and strain rates

动态流变软化通常由动态回复和动态再结晶、绝热温升引起剪切带、变形局部化、层片晶的变形(弯曲、扭折、转动和拉长等)及重新取向、相变等^[9-10]因素引起。可见，高温和低应变速率促进了该合金流变软化，由于合金的高温变形是热激活的过程，高温和低应变速率必将促进位错的开动和滑移，加快扩散和晶界的滑动，促进动态回复和再结晶过程，降低变形抗力。

2.2  合金的本构方程

图2所示为合金在不同压缩条件下应力峰值随温度和应变速率的变化情况。从图2可知，流变应力与温度呈负线性关系，而与应变速率呈正线性关系。图2(c)中lnZ与ln[sinh(ασ)]之间保持严格的线性关系。

证明了该合金高温变形可以用双曲正弦模型来描述。低Z区表示低应变速率和高的变形温度，对应着低变形抗力；而高Z区代表高应变速率和低变形温度，对应高的变形抗力。图2(c)中lnZ与ln[sinh(ασ)]线性截距对应lnA, lnA=40.67，则A=4.6×10¹⁷。根据公式所示：

                 (1)

式中：A、α、n为与变形温度无关的常数；Q为变形激活能；R为普氏气体常数，R=8.314 5 J·mol^-1·K^-1；T为热力学温度(K)。计算得到该合金的高温压缩变形的本构方程：

        (2)

该合金的Q约为570 kJ/mol，激活能与合金的成分与微观组织有关^[11]。

2.3  合金的组织演变

图3所示为该合金的铸态组织，由γ/α₂片层组成。图4所示为合金在不同温度，不同应变速率下的微观组织。1 150 ℃下的变形组织为拉长的层片晶晶粒和大量的动态再结晶的等轴层片晶晶粒(图4(a)，(d))。在1 200 ℃变形条件下，多为细小的等轴晶粒(图4(b)，(e))，在1 250 ℃变形条件下拉长的层片晶组织较少，基本为等轴的再结晶层片晶粒(图4(c)，(f))。在1 150和1 250 ℃变形温度下，原始较粗大的层片晶组织都发生了再结晶细化和层片间距的细化。相同应变速率下，变形温度越高，再结晶晶粒长大明显；相同温度下，变形速率越小，变形越充分，再结晶晶粒越多，晶粒细化越明显。ZHANG等^[12]研究认为：TiAl基合金中含有高密度位错的晶粒属于动态再结晶，不含有高密度位错的等轴晶粒属于静态再结晶。观察压缩样品细晶区的显微组织发现，在不同变形温度和应变速率下，合金均发生了不同程度的DRX。在高温低应变速率下，再结晶较为充分，再结晶晶粒尺寸较大，说明在低应变速率下，再结晶晶粒有充分的时间长大，因此晶粒尺寸较大。反之，在低温低应变速率下变形的合金虽然也发生了DRX，但不完全，仍存在残留的α₂+γ层片。

图2  TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金应力峰值变化曲线及Znner-Hollomon 参数Z与峰值应力σ_p的关系

Fig. 2  Variation of flow stress in α₂+γ region for Ti-46Al-3Ta-2Cr-0.2W alloy

图3  铸态 TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金的显微组织

Fig. 3  Microstructure of as-cast TiAl-3Ta-x(Cr,W) alloy

图4  TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金在不同变形条件下的微观组织

Fig. 4  Microstructure of TiAl-3Ta-x(Cr,W) alloy under different deformation conditions

3  结论

1) TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金在高温变形过程中呈现出先硬化后软化的流变特征，动态再结晶是导致该合金软化的主要因素，同时获得了该合金的本构方程。

2) TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金的动态再结晶在高温低应变速率下易发生再结晶。

3) 具有两相、近片层组织的铸态TiAl-3Ta-x(Cr,W)合金的最佳高温塑性变形温度为1 200 ℃，应变速率应小于1 s^-1。

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(编辑  赵  俊)

基金项目：国家青年基金资助项目(51201138)

收稿日期：2013-07-28；修订日期：2013-10-10

通信作者：罗媛媛，高级工程师；电话：029-86231078；E-mall：grass8180@163.com