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(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)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(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)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(fā)展開辟了新的發(fā)展方向．采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉技術(shù)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(tài)組織、相組成及力學(xué)性能．結(jié)果表明，Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的鑄態(tài)組織為近層片組織結(jié)構(gòu)，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(qiáng)度為393 MPa，700℃時(shí)合金的屈服強(qiáng)度為562MPa，當(dāng)測試溫度升高到800℃時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度為420MPa．該合金表現(xiàn)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(duì)低能耗、低排放、低污染等技術(shù)要求越來越迫切．研究發(fā)現(xiàn)，汽車每降低10%的車重，廢氣排放量可減少10%，燃料消耗節(jié)省7%［1］．因此，汽車的輕量化將起到節(jié)能、環(huán)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(qiáng)度、高的高溫強(qiáng)度、良好的抗蠕變能力以及優(yōu)異的防腐蝕性能等優(yōu)點(diǎn)，被認(rèn)為是非常具有潛力的輕質(zhì)耐高溫結(jié)構(gòu)材料，在汽車發(fā)動(dòng)機(jī)高溫結(jié)構(gòu)材料領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景，近年來引起了研究者們的廣泛關(guān)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(yīng)用．近來，美國學(xué)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(fā)展提出了新的方向．本文采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉技術(shù)制備了高質(zhì)量Ti－45Al－9（V，Nb，Y）β型γ－TiAl合金，對(duì)該合金的組織結(jié)構(gòu)、相組成及力學(xué)性能進(jìn)行了研究．

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)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(yīng)熔煉爐進(jìn)行熔煉，制備鑄錠，然后在溫度為900℃條件下，對(duì)合金鑄錠均勻化處理60 h，隨后對(duì)合金鑄錠進(jìn)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(shí)間為4h．

分別采用X射線衍射分析（XRD）、光學(xué)顯微分析（OM）及掃描電子顯微分析（SEM）等方法，對(duì)Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金鑄錠進(jìn)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(yàn)機(jī)上進(jìn)行，應(yīng)變速率為5×10－4s－1．

2 結(jié)果及討論

2．1 鑄態(tài)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(yīng)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(tài)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(jié)構(gòu)，其平均層片團(tuán)簇的尺寸約為100μm．與傳統(tǒng)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(xiàn)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(jīng)能譜分析，亮灰色塊體中富含V，Nb等β相穩(wěn)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(jié)合XRD分析結(jié)果，認(rèn)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(yīng)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(yīng)熔煉Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金鑄態(tài)組織

研究認(rèn)為V和Nb元素均為β相穩(wěn)定元素，在TiAl合金中添加該類元素促進(jìn)了合金的凝固過程由α相凝固方式向β相凝固方式轉(zhuǎn)變［7－8］．由于β相中優(yōu)先生長方向＜100＞晶向具有等價(jià)的三個(gè)方向，即＜100＞，＜010＞和＜001＞，而不像α相中只有一個(gè)＜001］晶向?yàn)榫w優(yōu)先生長方向，因此經(jīng)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(jù)相圖分析可知，Ti－45Al－x V合金的平衡凝固路線和相轉(zhuǎn)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(yīng)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(chǎn)生較大的過冷度以及與外界強(qiáng)烈的熱交換作用，合金的實(shí)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(jié)合Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的鑄態(tài)組織特征，可以推測該合金凝固方式和相轉(zhuǎn)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(wěn)定作用導(dǎo)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(jié)構(gòu)由高溫α相轉(zhuǎn)變而來，同時(shí)β＋γ相結(jié)構(gòu)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(tuán)簇被β（B2）相和γ相包圍的近層片組織結(jié)構(gòu)．

2．2 鑄態(tài)合金的力學(xué)性能

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

圖3 溫度對(duì)鑄態(tài) Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金拉伸性能的影響

屈服強(qiáng)度反常溫度關(guān)系的本質(zhì)與金屬間化合物的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和滑移特性密切相關(guān)．金屬間化合物的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)難易不僅與位錯(cuò)總的柏氏矢量長度有關(guān)，而且還與位錯(cuò)分解形成APB，SISF或CSF等任何形式的層錯(cuò)能量有關(guān)［10－12］．TiAl合金的屈服強(qiáng)度反常溫度關(guān)系與γ相中1／2［1－10］普通螺位錯(cuò)和［101］超位錯(cuò)的交滑移有關(guān)．在低溫條件下（小于500℃），由于普通位錯(cuò)的臨界剪切應(yīng)力（CRSS）大于超位錯(cuò)的臨界剪切應(yīng)力，所以低溫條件下普通位錯(cuò)不易發(fā)生滑移現(xiàn)象，而超位錯(cuò)相對(duì)較易滑動(dòng)［12－13］．在變形過程中超位錯(cuò)易在（111）上發(fā)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(chǎn)生一個(gè)SISF，形成了非平面位錯(cuò)核心結(jié)構(gòu)，該平面位錯(cuò)核心結(jié)構(gòu)不可動(dòng)，從而對(duì)位錯(cuò)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(cuò)的滑移可以開動(dòng)［13］，｛111｝滑移面上的一個(gè)螺位錯(cuò)的幾小部分或部分螺位錯(cuò)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(cuò)結(jié)構(gòu)，成為不可動(dòng)位錯(cuò)鎖，對(duì)位錯(cuò)起到釘扎作用．位于兩個(gè)釘扎點(diǎn)之間的位錯(cuò)必須通過彎曲繞過釘扎點(diǎn)而運(yùn)動(dòng)，因而兩個(gè)釘扎點(diǎn)之間的距離或釘扎點(diǎn)的數(shù)量決定了強(qiáng)化的程度．由于交滑移是一個(gè)熱激活過程，溫度升高有利于交滑移的進(jìn)行，且呈指數(shù)關(guān)系增加．因此，隨著溫度的升高，釘扎點(diǎn)之間距離的減小，位錯(cuò)鎖對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用增強(qiáng)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增加，在宏觀上表現(xiàn)為合金的屈服強(qiáng)度隨著溫度的增加而增大．除此之外，F(xiàn)eng等人［14］發(fā)現(xiàn)在｛110｝面上，位錯(cuò)可以以單交滑移模式、雙交滑移模式、位錯(cuò)環(huán)模式以及位錯(cuò)偶極子的形成等模式發(fā)生釘扎現(xiàn)象，從而導(dǎo)致位錯(cuò)阻力增加，位錯(cuò)不可開動(dòng)，TiAl合金的屈服強(qiáng)度增加．總之，在γ－Ti Al合金中，隨著溫度的增加，超位錯(cuò)和普通位錯(cuò)的滑移依次開動(dòng)，由于位錯(cuò)發(fā)生分解及交滑移作用，在｛111｝，｛100｝，或｛111－｝面上產(chǎn)生位錯(cuò)的釘扎現(xiàn)象，限制了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，隨著溫度的增加，這種釘扎作用逐漸增強(qiáng)，直到達(dá)到最大值．宏觀上體現(xiàn)為γ－TiAl合金的屈服強(qiáng)度隨著溫度的增加而不斷增加，直到屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值．當(dāng)溫度高于屈服強(qiáng)度峰值的溫度時(shí)，由于熱激活作用顯著增強(qiáng)，位錯(cuò)鎖被解鎖，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)重新被開動(dòng)．此外，γ－TiAl合金中攣晶變形成為主要的變形方式，故屈服強(qiáng)度的反常溫度現(xiàn)象消失，γ－Ti Al合金的屈服強(qiáng)度隨著溫度的增加而逐漸減小．

對(duì)于具有B2結(jié)構(gòu)的金屬間化合物來說，由于存在高濃度的不可動(dòng)的熱激活空位，熱變形過程中可對(duì)位錯(cuò)的滑移起到釘扎作用［15］．故可以預(yù)見，隨著溫度的升高位錯(cuò)可動(dòng)性增強(qiáng)，熱激活空位對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用逐漸增加，導(dǎo)致β（B2）相出現(xiàn)屈服強(qiáng)度隨著溫度的升高而增大的現(xiàn)象．當(dāng)溫度升高到一定值時(shí)，熱激活效果變得更加顯著，熱激活空位可以與位錯(cuò)核發(fā)生反應(yīng)而消失，位錯(cuò)的釘扎作用隨之消失，β（B2）相的屈服強(qiáng)度開始下降，屈服強(qiáng)度的反常溫度現(xiàn)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(fā)生屈服強(qiáng)度反常溫度現(xiàn)象．因此，該合金在拉伸測試中表現(xiàn)出了強(qiáng)烈的屈服強(qiáng)度反常溫度關(guān)系．

3 結(jié) 論

（1）采用水冷銅坩堝真空感應(yīng)熔煉技術(shù)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(jié)構(gòu)，平均層片團(tuán)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(qiáng)度為393 MPa，延伸率為0．55%；700℃時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度明顯增加為562 MPa，延伸率為7．6%；800℃時(shí)，合金的屈服強(qiáng)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(nèi)蒙古錫林浩特人，博士．