邢 晨， 程 亮， 朱 彬， 陈 逸

(江苏理工学院 材料工程学院， 江苏 常州 213000)

TiAl合金作为一种新型高温结构材料，其密度低[1]、强度高[2]、高温蠕变性能好[3]、高温抗氧化性能优异[4]，在航空航天及汽车工业中具有广阔的应用前景。但由于TiAl合金的塑性差，断裂韧度低，影响其塑性成形能力，大大限制了其在工业上的应用。晶粒细化是一种常见的提高金属塑性的方法。对于同一种金属而言，晶粒越细小意味着晶粒数目越多，而当金属受到外力发生塑性变形时，塑性变形可以分散在更多的晶粒内进行，塑性变形均匀，应力集中少，从而提高金属的塑性。因此，可以通过细化TiAl合金的显微组织来提升其塑性。

细化TiAl合金的显微组织通常有两种途径：一种是利用相变，对TiAl合金进行热处理。Zhang等[5]研究了预冷速率对Ti48A12W0.5Si合金晶粒尺寸的影响，通过淬火+回火的方法成功将原来500 μm的显微组织细化成70～220 μm的细小片层组织。何双珍[6]以50 ℃的热水作为淬火介质，对Ti-48Al-2Cr-0.5Mo 合金进行淬火+回火，将原来晶粒尺寸为1000 μm的全片层组织细化为30 μm左右的双态组织。孙涛等[7]采用循环热处理和双温热处理，将片层晶粒从150 μm细化至30 μm，片层间距也从1.3 μm细化至0.9 μm。另一种途径是热机械处理。Imayev等[8]研究了Ti-45Al-8Nb-0.2C合金的超塑性性能，采用挤压+热锻的方法将TiAl合金的显微组织细化至0.9 μm，还利用锻造+轧制的工艺制备了晶粒尺寸为1～6 μm的Ti-45Al-3.59(Nb, Cr,B)-0.2Mo合金[9]。陈玉勇等[10]研究了Ti-43Al-9V-0.3Y合金的热加工组织和性能后发现，铸态合金的平均晶粒尺寸为80 μm，经过包套锻造后合金的心部晶粒显著细化，再结晶晶粒尺寸在1～5 μm之间。

马氏体转变是TiAl合金重要的相变之一。但由于马氏体转变需要的温度很高，因此研究得比较少。已有研究发现，β稳定化元素V、Nb、Mo等含量的增加和Al含量的减少会导致β单相区扩大，使合金在相对较低的温度下即可发生马氏体转变，获得马氏体。Chen等[11]研究证实了β稳定元素Cr和V的加入会促进马氏体转变，也成功利用马氏体转变来细化高Nb含量TiAl合金的显微组织。Hu等[12]在冰盐水中对处于β单相区的Ti44Al4Nb4Hf 0.1Si合金进行淬火，成功得到了马氏体。Cheng等[13]研究发现Ti-42Al-8.5V合金在油淬后会发生马氏体转变，并对马氏体进行回火处理，进一步研究了马氏体的分解机制。与此同时，这种β稳定化元素含量的增加和铝含量的减少，会使TiAl合金凝固时经过β相区，从而避免包晶反应(L+β→α)，在室温下形成大量的B2相。而这种B2相在高温下会发生无序化转变，能够协调变形和阻止裂纹萌生，显著提高TiAl合金在高温下的变形能力。这就意味着马氏体可能具有优异的热变形性能。然而，对于马氏体的热变形性能研究却较少，同时对能否利用马氏体结合热机械处理的方法来细化晶粒也尚未可知。因此，本文首先在β单相区对TiAl合金进行淬火，得到马氏体，随后对马氏体进行热压缩，研究马氏体的高温流变特征和组织演变，从而探究马氏体TiAl合金的热变形行为。

1 试验材料与方法

本试验采用由真空自耗电弧重熔技术和感应凝壳熔炼技术熔炼的TiAl合金铸锭，其名义成分(质量分数，%)为Ti-42.1Al-8.3V。为了消除缩孔缩松、优化组织，将铸锭进行热等静压处理(在1240 ℃，40 MPa下保温4 h，炉冷至室温)，最后得到尺寸为φ90 mm×400 mm的合金锭，其显微组织如图1所示。可见，热等静压后的组织主要是粗大的魏氏α相。在高倍下，该魏氏α相由α2/γ片层团构成，片层团周围分布着大量β0相和细小γ相。

利用电火花线切割切取φ13 mm×18 mm圆柱试样，对其进行热处理，热处理制度为1320 ℃保温30 min，油淬。利用车床将热处理后的试样加工成φ8 mm×12 mm的标准试样，在Gleeble-1500D热压缩模拟试验机上进行热变形试验，将试样加热至1000、1050、1100和1150 ℃后保温3 min，随后进行热压缩，应变速率为0.001、0.01、0.1和1 s-1，变形量为60%，热压缩后水淬以保留高温组织。利用线切割将试样沿直径方向剖开，先用240～7000号砂纸研磨，然后在Metaserv 250单盘研磨/抛光机上进行OPS机械抛光。在Sigma 500场发射扫描电镜上采用背散射电子成像(BSE)和背散射衍射成像(EBSD)技术，对试样抛光后的显微组织进行表征分析。

2 试验结果与分析

2.1 TiAl合金的初始组织

图2 TiAl合金1320 ℃淬火后的显微组织(a)IPF图;(b)相分布;(c)极图;(d,e)BSE图Fig.2 Microstructure of the TiAl alloy after quenching at 1320 ℃(a) IPF image; (b) phase distribution; (c) pole image; (d,e) BSE image

2.2 变形动力学

2.2.1 真应力-真应变曲线

真应力-真应变曲线反映了材料变形抗力与变形温度、应变速率、变形量等参数之间的关系，由材料的组织、性能变化所决定[15]。图3是TiAl合金在不同变形温度和应变速率下的真应力-真应变曲线。整体上看，在不同变形温度和应变速率下，真应力-真应变曲线均符合动态再结晶曲线特征。应变初期，TiAl合金发生剧烈的加工硬化，应力迅速增加。这一阶段位错随着变形量的增大发生增殖、塞积和缠结，位错密度增大，导致应力迅速增大。随着应变的持续增大，应力到达峰值。此时，已经出现动态再结晶的软化作用，但加工硬化仍占主导地位。随后，动态再结晶的流变软化作用大于加工硬化从而导致流变应力下降，直至一个稳定值。此时，流变软化和加工硬化到达动态平衡。

图3 TiAl合金在不同变形温度和应变速率下的真应力-真应变曲线Fig.3 True stress-true strain curves of the TiAl alloy at different deformation temperatures and strain rates(a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1150 ℃

根据真应力-真应变曲线，得到不同变形温度和应变速率下的峰值应力变化曲线，如图4所示。可以看出，在同一变形温度下，峰值应力随变形速率的增大而增大。这是因为随着变形速率的增大，位错发生大量增殖，提高了加工硬化作用，同时由于变形速率的增大，动态再结晶来不及发生，从而抑制其带来的软化作用。而在相同变形速率下，峰值应力会随着变形温度的升高而减小。一方面，变形温度的升高会有利于动态再结晶等热激活过程的进行；另一方面，TiAl合金在变形过程中产生的热量来不及散失而发生局部流变，有利于合金的流变软化，从而使峰值应力减小。

图4 在不同变形温度和应变速率下试验合金的峰值应力Fig.4 Peak stress of the tested alloy at different deformation temperatures and strain rates

2.2.2 本构方程

本构关系是指连续介质变形的参量与描述内力的参量联系起来的一组关系式，又称为本构方程[16]。金属的热变形是一个热激活的过程，常用双曲正弦方程来表征本构关系[17]，如式(1)所示：

(1)

(2)

对式(2)进行线性回归求解就能得到A和n，而变形激活能Q则可以用式(3)表示：

(3)

式中：α可以利用指数方程和幂指数方程(如式(4)和式(5)所示)[17-18]，对其取对数和线性回归，并结合α=β/n1即可求得。

(4)

(5)

式中：A1、A2、n1、β为跟温度无关的常数。

根据式(2～4)，对TiAl合金不同变形温度和应变速率下的峰值应力进行线性拟合，结果如图5所示。通过计算得出α=0.0073，A=1.17×1021s-1，n=2.175，Q=595.79 kJ/mol，将其代入式(1)即可得到TiAl合金的本构关系：

(6)

程亮[19]统计了微米级晶粒的(α2+γ)-TiAl合金的应力指数和变形表观激活能，发现(α2+γ)-TiAl合金的变形激活能在300～400 kJ/mol。而对于富含V元素的TiAl合金而言，往往具有高变形表观激活能和低应力指数的特性。Kong等[20]计算了Ti-43Al-9V和Ti-43Al-9V-0.3Y合金的变形表观激活能分别为577 kJ/mol 和451 kJ/mol，均高于一般的(α2+γ)-TiAl合金。本试验计算得到TiAl的激活能Q=595.79 kJ/mol和应力指数n=2.175，符合这种富V-TiAl合金的特点。较大的Q值代表组织可能发生退化和剧烈再结晶，较小的n值则代表TiAl合金拥有优异的热加工能力。

图5 TiAl合金热变形参数拟合曲线Fig.5 Fitting curves of hot deformation parameters of the TiAl alloy

2.3 组织演变

不同的变形温度和应变速率会导致微观结构显著变化。图6是TiAl合金在不同变形温度和应变速率下的显微组织，其中压缩方向竖直向下。由图6(a)可见，在变形温度为1100 ℃、应变速率为1 s-1条件下，TiAl合金的显微组织由平均晶粒尺寸为1.24 μm的等轴晶和α2/γ片层构成。经热变形后，马氏体发生破碎，形成大量等轴晶，且马氏体中脊线消失，同时由于α2→α2+γ相变，马氏体转变为α2/γ片层。不同于淬火后的马氏体呈等边三角形分布特点，这些由马氏体转变得来的α2/γ的取向均趋向于垂直压缩轴。随着应变速率的减小，α2/γ片层逐步被等轴晶粒取代，直至完全消失，如图6(b, c)所示。当应变速率为0.001 s-1时，显微组织完全由等轴晶组成，而且由于低的应变速率，晶粒充分长大，晶粒尺寸为2.75 μm，如图6(d)所示。图6(e)为TiAl合金在变形温度为1000 ℃、应变速率为0.01 s-1下的显微组织。该显微组织由平均晶粒尺寸约为910 nm的等轴晶和α2/γ片层组成。当变形温度提高到1050 ℃时，α2/γ片层发生破碎，仅存在少量残留α2/γ片层，如图6(f)所示。另外，随着变形温度的升高，再结晶晶粒也充分长大，逐渐粗化。当变形温度升高至1150 ℃时，显微组织由白色的β0相、灰色的α2相和极少量的γ相组成，如图6(g)所示。此时，晶粒已经显著长大，平均晶粒尺寸为4.07 μm。由此可以发现，变形后晶粒的尺寸会随变形温度的降低和应变速率的增大而减小。

图6 TiAl合金在不同变形温度和应变速率下的显微组织Fig.6 Microstructure of the TiAl alloy at different deformation temperatures and strain rates(a) 1100 ℃, 1 s-1; (b) 1100 ℃, 0.1 s-1; (c) 1100 ℃, 0.01 s-1; (d) 1100 ℃, 0.001 s-1; (e) 1000 ℃, 0.01 s-1; (f) 1050 ℃, 0.01 s-1; (g) 1150 ℃, 0.01 s-1

3 结论

1) TiAl合金经1320 ℃淬火后发生β→α2′马氏体转变，产生大量透镜状马氏体。不同取向的马氏体呈近等边三角形分布。

2) 当变形温度为1000、1050、1100、1150 ℃，应变速率为0.001、0.01、0.1、1 s-1时，TiAl合金的真应力-真应变曲线随着应变的增大先急剧上升后下降至某一值后进入平稳状态，符合动态再结晶曲线特征。峰值应力随着变形温度的降低和应变速率的增加而增大。结合双曲正弦方程得出TiAl合金的本构关系为：

3) TiAl合金经过热变形后，马氏体发生破碎，形成大量等轴晶。随着变形温度的升高和应变速率的降低，马氏体逐步被再结晶晶粒替代。另外，随着应变速率的降低，晶粒充分长大，逐渐粗化，平均晶粒尺寸由1.24 μm增大至2.75 μm。随着变形温度的升高，晶粒长大至4.07 μm。