D0I:10.13374/i.issnl00113.2007..00U7 第29卷第3期 北京科技大学学报 Vol.29 No.3 2007年3月 Journal of University of Science and Technology Beijing Mar.2007 铸造高铌TiA1合金双态组织转变过程 彭凌剑王艳丽林均品陈国良 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要通过对Ti一46Al8Nb2M0.2B合金的铸态组织和经过a+Y双相区热处理后的组织进行光学和扫描电镜进行观 察，发现原始铸态组织的Y相偏析处不是片层的晶界，而是片层穿越的区域：由于Y相偏析区域的A1含量比片层基体高，因 此阻碍了后续回火过程中该偏析部位片层的分解.通过先得到近Y组织，然后经过α十Y双相区保温，最终得到晶粒为40 的双态组织：但组织中有少量的阝相没有得到消除 关键词TiAI合金；双态组织：热处理：偏析 分类号TG146 高铌TiAI合金是高温高性能TiAI基合金发展 低倍组织看出，合金呈现明显枝晶特征，其中在枝晶 方向之一，通过加入大量的具有高熔点元素N,达 核区域向不同方向排列呈板条或网状分布的白亮衬 到提高使用温度的目的山：但室温塑性低、成形能 度部分富含Nb,Mn和Ti等熔点较高的元素而贫 力差等缺点仍是其实用化的最大障碍.Mn元素能 Al,该相将晶粒分割形成亚结构（如图1(a) 够提高增强TiA1合金的超位错的可动性，降低层错 图1(b)是高倍组织，可见灰色衬度区域是2十Y片 能，促进孪生形变，从而达到提高TiA!合金室温塑 层组织；枝晶间黑色衬度相是Y相，A1元素含量较 性的作用[).加入少量B元素能够细化晶粒，使合 高，Nb,Mn和Ti含量较低[9，硼化物以条带状分 金的强度和塑性都得到提高[3)，高铌TiAl合金显 布在黑色衬度Y相偏析处.偏析的Y相间断2十Y 微组织对室温塑性影响很大，在四种典型组织中，双 片层，但是其两侧的片层取向完全一致，因此Y相偏 态组织由于晶粒较小因而具有最好的室温塑性，因 析的部位是2十Y片层的一部分，而不是晶界处. 此，本文选用俦造Ti一46A8Nb一2Mn0.2B合金， 表1热处理工艺 不经过高温锻造，只通过热处理工艺对其双态组织 Table 1 Heat-treatment process 的转变进行研究 编号处理工艺 1 实验方法 HT11340℃/20mim十1250℃/8h炉冷 HT21340℃/20mim油冷 材料为Ti一46A一8Nb一2Mn0.2B,原材料为 HT3HT2十1250℃/2h空冷×3（循环热处理3次） 99.99%的纯海绵钛、99.99%的高纯铝、电解纯锰和 HT4HT2+1250℃/2h水冷+1250℃/2h空冷 铌铝中间合金，合金由真空感应悬浮熔炼炉熔炼， HT51200℃/50h十1300℃/16h炉冷×3（循环热处理3次） 并且在1200℃/200MPa/4h条件下进行热等静压 图2是HIP后的SEM BSE照片，可见Y相偏 处理(HP)·随后进行热处理，热处理工艺如表1所 析有所减轻，原始的片层结构仍然穿越偏析的Y相 示.，抛光之后，用光学显微镜、扫描电镜背散射 区，残留的B相得到了有效地分解，但是没有彻底消 (SEM BSE)进行观察和分析. 除，图3的X射线衍射结果表明，热等静压态的组 2结果与分析 织是由2，Y和B三相组成. 2.2热处理后的组织 2.1铸态组织和热等静压态的组织 铸态组织在热等静压后形成的片层组织非常稳 图1是该合金铸态组织的SEM-BSE照片，由 定，如果直接在双相区进行退火，很难达到细化晶粒 收稿日期：2005-12-31修回日期：2006-03-01 的目的，通过在α单相区的保温和快冷处理，能够破 基金项目：教育部新世纪优秀人才支持计划资助项目(No-NCET一 坏原始粗大的片层组织.在热处理过程中，加热 0-01017) 作者简介：彭棱剑(1980一)，男，硕士：林均品(1963一)，男，教授， 温度、保温时间和冷却速度都对片层的分解和双态 博士 组织的形成有很大的影响.图4是Ti一46A8Nb一
铸造高铌 TiAl 合金双态组织转变过程 彭凌剑 王艳丽 林均品 陈国良 北京科技大学新金属材料国家重点实验室北京100083 摘 要 通过对 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B 合金的铸态组织和经过α＋γ双相区热处理后的组织进行光学和扫描电镜进行观 察发现原始铸态组织的γ相偏析处不是片层的晶界而是片层穿越的区域．由于γ相偏析区域的 Al 含量比片层基体高因 此阻碍了后续回火过程中该偏析部位片层的分解．通过先得到近γ组织然后经过α＋γ双相区保温最终得到晶粒为40μm 的双态组织；但组织中有少量的β相没有得到消除． 关键词 TiAl 合金；双态组织；热处理；偏析 分类号 TG146 收稿日期：20051231 修回日期：20060301 基金项目：教育部新世纪优秀人才支持计划资助项目（No．NCET－ 04－01017） 作者简介：彭凌剑（1980－）男硕士；林均品（1963－）男教授 博士 高铌 TiAl 合金是高温高性能 TiAl 基合金发展 方向之一．通过加入大量的具有高熔点元素 Nb达 到提高使用温度的目的［1］；但室温塑性低、成形能 力差等缺点仍是其实用化的最大障碍．Mn 元素能 够提高增强 TiAl 合金的超位错的可动性降低层错 能促进孪生形变从而达到提高 TiAl 合金室温塑 性的作用［2］．加入少量 B 元素能够细化晶粒使合 金的强度和塑性都得到提高［3］．高铌 TiAl 合金显 微组织对室温塑性影响很大在四种典型组织中双 态组织由于晶粒较小因而具有最好的室温塑性．因 此本文选用铸造 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B 合金 不经过高温锻造只通过热处理工艺对其双态组织 的转变进行研究． 1 实验方法 材料为 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B原材料为 99∙99％的纯海绵钛、99∙99％的高纯铝、电解纯锰和 铌铝中间合金．合金由真空感应悬浮熔炼炉熔炼 并且在1200℃／200MPa／4h 条件下进行热等静压 处理（HIP）．随后进行热处理热处理工艺如表1所 示．抛光之后用光学显微镜、扫描电镜背散射 （SEM－BSE）进行观察和分析． 2 结果与分析 2∙1 铸态组织和热等静压态的组织 图1是该合金铸态组织的 SEM－BSE 照片．由 低倍组织看出合金呈现明显枝晶特征其中在枝晶 核区域向不同方向排列呈板条或网状分布的白亮衬 度部分富含 NbMn 和 Ti 等熔点较高的元素而贫 Al该相将晶粒分割形成亚结构 （如 图 1（a））． 图1（b）是高倍组织可见灰色衬度区域是α2＋γ片 层组织；枝晶间黑色衬度相是γ相Al 元素含量较 高NbMn 和 Ti 含量较低［4］．硼化物以条带状分 布在黑色衬度γ相偏析处．偏析的γ相间断α2＋γ 片层但是其两侧的片层取向完全一致因此γ相偏 析的部位是α2＋γ片层的一部分而不是晶界处． 表1 热处理工艺 Table1 Heat-treatment process 编号 处理工艺 HT1 1340℃／20min＋1250℃／8h 炉冷 HT2 1340℃／20min 油冷 HT3 HT2＋1250℃／2h 空冷×3（循环热处理3次） HT4 HT2＋1250℃／2h 水冷＋1250℃／2h 空冷 HT5 1200℃／50h＋1300℃／16h 炉冷×3（循环热处理3次） 图2是 HIP 后的 SEM－BSE 照片可见γ相偏 析有所减轻原始的片层结构仍然穿越偏析的γ相 区残留的β相得到了有效地分解但是没有彻底消 除．图3的 X 射线衍射结果表明热等静压态的组 织是由α2γ和β三相组成． 2∙2 热处理后的组织 铸态组织在热等静压后形成的片层组织非常稳 定如果直接在双相区进行退火很难达到细化晶粒 的目的通过在α单相区的保温和快冷处理能够破 坏原始粗大的片层组织［5］．在热处理过程中加热 温度、保温时间和冷却速度都对片层的分解和双态 组织的形成有很大的影响．图4是 Ti－46Al－8Nb－ 第29卷 第3期 2007年 3月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．3 Mar．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．03．007
第3期 彭凌剑等：铸造高铌T合金双态组织转变过程 .279. 2Mn0.2B合金经过不同热处理工艺所得到的光学 金相照片， (a) (b) 图1Ti一46A8Nb一2vm0.2B铸态组织SEM-BSE照片.(a)低倍组织：(b)高倍组织 Fig.1 SEM BSE images of the as-cast Ti-46Al-8Nb-2Mn-0.2B alloy:(a)low magnification:(b)high magnification b) 图2T-46AW8Nb一2VMm0.2B合金热等静压后SEM-BSE照片.(a)低倍组织；(b)高倍组织 Fig.2 SEM-BSE images of the Ti-46Al-8Nb-2Mn-0.2B alloy after HIP treatment:(a)low magnification:(b)high magnification 到双态组织， 7000 图4(b)是经过HT2热处理之后的组织，合金 5000 发生了大量的块形转变.其中大块的黑色区域是块 状组织，即Ym;少量的白色无特征的区域是g相，其 3000 余呈羽毛状分布的黑色区域是，相[一).g相和块 1000 状组织Ym都含有大量缺陷的组织，尤其是Ym,不仅 含有大量的位错，而且含有很多的层错和反相畴界， -1000 10 海 50 7090 因此在随后的两相区保温时很容易形核，从而起到 26) 了促进双态组织转变的作用[8).另外由于Ym是面 图3HP处理后T一46A8Nb一2Mm0.2B合金的X射线衍射 心四方结构，具有四个等同的111}晶面，在高温下， 谱 α相能够从这四个等同晶面处同时析出，并且保持 Fig.3 X-ray diffraction spectrum of the Ti-46Al-8Nb-2Mn- 0.2B alloy after HIP treatment 共格关系(111)y∥(0001)%秘110y伙1120，因 此一个Ym可以分解成为四个不同取向的α晶粒，从 图4(a)是经过HT1热处理之后得到的近全片 而达到细化晶粒的作用町 层组织，平均晶粒大小为300m,片层组织非常稳 从α单相区冷却下来时，更大的冷却速度则抑 定，仅在晶界处发生少量的析出转变，这种热处理 制了块形转变的发生，其水冷组织是完全有序无序 工艺由于不能提供双态组织所需要较大的形核能 转变形成的2相，而且产生明显的淬火裂纹，而空 量，所以即使在两相区保温8h也没有双态组织转 冷下来得到的是稳定的片层组织，因此后两种冷却 变的迹象，因此对于原始组织为稳定片层的合金， 方式都不利于随后的细化组织的热处理转变 必须从α单相区以较快的冷速冷却，提供后续转变 经过HT3和HT4处理后的组织分别如图4(c) 所需要的位错、层错和反相畴界等组织缺陷，才能得 和图4(d)所示.看得出来，HT3处理后，原始的片
2Mn－0∙2B 合金经过不同热处理工艺所得到的光学 金相照片． 图1 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B 铸态组织 SEM－BSE 照片．（a） 低倍组织；（b） 高倍组织 Fig．1 SEM－BSE images of the as-cast Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B alloy： （a） low magnification；（b） high magnification 图2 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B 合金热等静压后 SEM－BSE 照片．（a） 低倍组织；（b） 高倍组织 Fig．2 SEM－BSE images of the Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B alloy after HIP treatment： （a） low magnification；（b） high magnification 图3 HIP 处理后 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B 合金的 X 射线衍射 谱 Fig．3 X－ray diffraction spectrum of the Ti－46Al－8Nb－2Mn－ 0∙2B alloy after HIP treatment 图4（a）是经过 HT1热处理之后得到的近全片 层组织平均晶粒大小为300μm片层组织非常稳 定仅在晶界处发生少量的析出转变．这种热处理 工艺由于不能提供双态组织所需要较大的形核能 量所以即使在两相区保温8h 也没有双态组织转 变的迹象．因此对于原始组织为稳定片层的合金 必须从α单相区以较快的冷速冷却提供后续转变 所需要的位错、层错和反相畴界等组织缺陷才能得 到双态组织． 图4（b）是经过 HT2热处理之后的组织合金 发生了大量的块形转变．其中大块的黑色区域是块 状组织即γm；少量的白色无特征的区域是α2 相其 余呈羽毛状分布的黑色区域是γb 相［6－7］．α2 相和块 状组织γm 都含有大量缺陷的组织尤其是γm不仅 含有大量的位错而且含有很多的层错和反相畴界 因此在随后的两相区保温时很容易形核从而起到 了促进双态组织转变的作用［8］．另外由于γm 是面 心四方结构具有四个等同的｛111｝晶面在高温下 α相能够从这四个等同晶面处同时析出并且保持 共格关系（111）γ∥（0001）α2和〈110〉γ∥〈112 － 0〉α2因 此一个γm 可以分解成为四个不同取向的α晶粒从 而达到细化晶粒的作用［9］． 从α单相区冷却下来时更大的冷却速度则抑 制了块形转变的发生其水冷组织是完全有序无序 转变形成的α2 相而且产生明显的淬火裂纹．而空 冷下来得到的是稳定的片层组织．因此后两种冷却 方式都不利于随后的细化组织的热处理转变． 经过 HT3和 HT4处理后的组织分别如图4（c） 和图4（d）所示．看得出来HT3处理后原始的片 第3期 彭凌剑等： 铸造高铌 TiAl 合金双态组织转变过程 ·279·
.280 北京科技大学学报 第29卷 层发生了分解，但是仍然残留很多未分解的片层组 小均匀的双态组织，平均晶粒大小为40m,SEM一 织，而经过HT4处理之后，片层得到了完全的分解 BSE组织中可以看出有少量的白亮衬度的B相 或粗化，图5是该合金通过HT5处理后得到的细 存在 (a) h 00μm 100 jim 1001m 图4T-46A8Nb一2Mm0.2B合金经不同热处理工艺所得到的光学金相照片.(a)HTl:(b)HT2:(c)HT3:(d)HT4 Fig.4 Optical micrographs of the Ti-46Al-8Nb-2Mn-0.2B alloy after different heat-treatments:(a)HT1:(b)Hr2;(c)HT3:(d)HT4 504m 204m 图5HT5处理后Ti46A8Nb一2Mm0.2B合金的光学组织(a)和SEM-BSE组织(b) Fig-5 Optical (a)and SEM BSE microstructures (b)of the Ti-46Al-8Nb-2Mn-0.2B alloy after HT5 2.3组织转变过程的分析 的组织仍然含有大量的片层存在（如图4(c)所示） 经过HT2处理后得到块状组织的试样在两相 通过对HT3处理后的试样作进一步的分析，发 区回火时，α和Y可以从块状组织的晶界和晶内缺 现未分解的片层主要集中在黑色的Y相偏析部位， 陷处同时形核、长大，从而得到双态组织，晶粒越细 表2为HT3处理后合金的化学成份，图6为该合金 小、晶内缺陷越多，越有利于新晶粒的形核，在两相 经过HT3工艺后的SEM BSE照片，可以看出未分 区保温后的冷却过程中也能产生类似的组织缺陷， 解的片层组织主要是在原始铸态组织Y相的偏 冷速越大产生的晶体缺陷越多.HT4处理时，由于 析处 水冷产生大量的位错、孪晶、层错等缺陷，促进了形 利用8Nb的TiAl二元相图O,可以对此作定 核，从而彻底消除了粗大的片层组织（如图4(d)所 性的分析.由图7看出，在1250℃保温的时候，两 示)；而空冷产生的组织缺陷少得多，因此两次空冷 种当量成分所对应的平衡点分别为点a和点b,点
层发生了分解但是仍然残留很多未分解的片层组 织．而经过 HT4处理之后片层得到了完全的分解 或粗化．图5是该合金通过 HT5处理后得到的细 小均匀的双态组织平均晶粒大小为40μm．SEM－ BSE 组织中可以看出有少量的白亮衬度的β相 存在． 图4 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B 合金经不同热处理工艺所得到的光学金相照片．（a） HT1；（b） HT2；（c） HT3；（d） HT4 Fig．4 Optical micrographs of the Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B alloy after different heat-treatments：（a） HT1；（b） HT2；（c） HT3；（d） HT4 图5 HT5处理后 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B 合金的光学组织（a）和 SEM－BSE 组织（b） Fig．5 Optical （a） and SEM－BSE microstructures （b） of the Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B alloy after HT5 2∙3 组织转变过程的分析 经过 HT2处理后得到块状组织的试样在两相 区回火时α和γ可以从块状组织的晶界和晶内缺 陷处同时形核、长大从而得到双态组织．晶粒越细 小、晶内缺陷越多越有利于新晶粒的形核．在两相 区保温后的冷却过程中也能产生类似的组织缺陷 冷速越大产生的晶体缺陷越多．HT4处理时由于 水冷产生大量的位错、孪晶、层错等缺陷促进了形 核从而彻底消除了粗大的片层组织（如图4（d）所 示）；而空冷产生的组织缺陷少得多因此两次空冷 的组织仍然含有大量的片层存在（如图4（c）所示）． 通过对 HT3处理后的试样作进一步的分析发 现未分解的片层主要集中在黑色的γ相偏析部位． 表2为 HT3处理后合金的化学成份图6为该合金 经过 HT3工艺后的 SEM－BSE 照片可以看出未分 解的片层组织主要是在原始铸态组织 γ相的偏 析处． 利用8Nb 的 TiAl 二元相图［10］可以对此作定 性的分析．由图7看出在1250℃保温的时候两 种当量成分所对应的平衡点分别为点 a 和点 b．点 ·280· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第3期 彭凌剑等：铸造高铌T合金双态组织转变过程 281. 表2T3处理后合金的化学成分（质量分数） 大相变驱动力；(3)通过首先获得近Y组织，然后在 Table 2 Chemical composition of the alloy after HT3 两相区中间进行保温，利用Y相具有四个等同的 部位 Al Ti Nb Mn (111)晶面析出g从而获得双态组织.前两种方法 平均成分 46.0244.047.88 2.06 耗时很长，方法(2)还会引起晶粒长大，方法(3)是 Y相偏析处（黑色部分）47.0744.285.91 2.74 相对较好的处理工艺，本文采用这种工艺(HT5),最 终得到了晶粒平均晶粒大小为40m左右的双态组 织（如图5）. 3结论 (1)高铌TiAl合金铸态组织的Y相偏析部位 是？十Y片层的一部分，而不是晶界处 (2)Y相偏析的区域，A1含量比基体高，片层不 容易得到分解 (3)通过先得到近Y组织，然后经过α十y双相 100Hm 区保温，能够得到平均晶粒为40m的细小、均匀的 双态组织 图6HT4后T一46A8Nb一2M0.2B合金的SEM-BSE照片 Fig-6 SEM BSE image of the Ti-46Al-8Nb-2Mn-0.2B alloy 参考文献 after HT4 [1]陈国良，金属间化合物结构材料研究现状与发展.材料导报， 2000,14(9):1 17008Nb 44 49 [2]Tsujimoto T.Hashimoto K.Structures and properties of TiAl 16002 base containing Mn//Liu CT,Itaub A.Stoloff NS.High Tem- perature Ordered Intermetallic Alloys Pittsburgh.PA.MRS. 1500 (B) 1989,391 1400 [3]Hu D.Effect of boron addition on tensile ductility in lamellar TiAl 1300 alloys.Intermetallics.2002.10(9):851 200 [4]Xu J W,Lin J P,Wang Y L.et al.Effect of Mn on microstrue- ture of as-cast Ti-47Al 8Nb-(1~2)Mn alloys.Trans Nonfer- 1100 rous Met Soc China.2002.12(5):818 100030 0 50 60 [5]郑瑞廷，张水刚，陈昌麒，等.Ti1基合金双态组织的控制材 A的质量分数/% 料热处理学报，2003,24(1)：33 [6]Zhang W J.Evangelista E.Francesconi L.Microstructural varia- 图78Nb的Ti一(40~50)A1区间二元相图0] tion of a cast Ti-48Al-2W-0.5Si alloy during quenching and Fig.7 Binary phase diagram of 8Nb in the range of Ti-(40~50) tempering.Mater Sci Eng A.1996.220(1/2):13 Al [7]Wang P,Vasudevan V K.Composition dependence of the mas- sive transformation from a to y in quenched alloys.Scripta Metall a处的Y相含量是α相的2倍左右，在相变驱动力 ter,1992,27(11):89 下能够使从Y中析出2相.而点b的Y相含量是α [8]郑瑞廷，张永刚，陈昌麒，等.循环热处理工艺对双态复相Y一 相的8倍以上，Y会基本上保持不变，当冷却到室温 TiA1基合金显微组织的影响.金属热处理，2001,26(10)：12 的时候，2从Y相中析出，形成片层组织， [9]Wang J N.Xie K.Grain size refinement of a TiAl alloy by rapid heat treatment.Scripta Mater.2000.43(5):441 因此，高铌TiAI合金获得细小双态组织有三种 [10]陈国良，林均品。有序金属间化合物结构材料物理金属学基 方法：(1)在高温阝相区长时间保温，消除枝晶偏析； 础.北京：冶金工业出版社，1999 (2)在两相区长时间保温或者通过多次快冷获得较 (下转第319页)
表2 HT3处理后合金的化学成分（质量分数） Table2 Chemical composition of the alloy after HT3 ％ 部位 Al Ti Nb Mn 平均成分 46∙02 44∙04 7∙88 2∙06 γ相偏析处（黑色部分） 47∙07 44∙28 5∙91 2∙74 图6 HT4后 Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B 合金的 SEM－BSE 照片 Fig．6 SEM－BSE image of the Ti－46Al－8Nb－2Mn－0∙2B alloy after HT4 图7 8Nb 的 Ti－（40～50）Al 区间二元相图［10］ Fig．7 Binary phase diagram of8Nb in the range of Ti－（40～50） Al a 处的γ相含量是α相的2倍左右在相变驱动力 下能够使从γ中析出α2 相．而点 b 的γ相含量是α 相的8倍以上γ会基本上保持不变当冷却到室温 的时候α2 从γ相中析出形成片层组织． 因此高铌 TiAl 合金获得细小双态组织有三种 方法：（1）在高温β相区长时间保温消除枝晶偏析； （2）在两相区长时间保温或者通过多次快冷获得较 大相变驱动力；（3）通过首先获得近γ组织然后在 两相区中间进行保温利用γ相具有四个等同的 （111）晶面析出α2 从而获得双态组织．前两种方法 耗时很长方法（2）还会引起晶粒长大．方法（3）是 相对较好的处理工艺本文采用这种工艺（HT5）最 终得到了晶粒平均晶粒大小为40μm 左右的双态组 织（如图5）． 3 结论 （1） 高铌 TiAl 合金铸态组织的γ相偏析部位 是α2＋γ片层的一部分而不是晶界处． （2）γ相偏析的区域Al 含量比基体高片层不 容易得到分解． （3） 通过先得到近γ组织然后经过α＋γ双相 区保温能够得到平均晶粒为40μm 的细小、均匀的 双态组织． 参 考 文 献 ［1］ 陈国良．金属间化合物结构材料研究现状与发展．材料导报 200014（9）：1 ［2］ Tsujimoto THashimoto K．Structures and properties of TiA-l base containing Mn∥Liu C TItaub AStoloff N S．High Temperature Ordered Intermetallic Alloys Ⅲ．PittsburghPAMRS 1989：391 ［3］ Hu D．Effect of boron addition on tensile ductility in lamellar TiAl alloys．Intermetallics200210（9）：851 ［4］ Xu J WLin J PWang Y Let al．Effect of Mn on microstructure of as-cast Ti－47A1－8Nb－（1～2）Mn alloys．Trans Nonferrous Met Soc China200212（5）：818 ［5］ 郑瑞廷张永刚陈昌麒等．TiAl 基合金双态组织的控制．材 料热处理学报200324（1）：33 ［6］ Zhang W JEvangelista EFrancesconi L．Microstructural variation of a cast Ti－48A1－2W－0∙5Si alloy during quenching and tempering．Mater Sci Eng A1996220（1／2）：13 ［7］ Wang PVasudevan V K．Composition dependence of the massive transformation fromαtoγin quenched alloys．Scripta Metall Mater199227（11）：89 ［8］ 郑瑞廷张永刚陈昌麒等．循环热处理工艺对双态复相γ－ TiAl 基合金显微组织的影响．金属热处理200126（10）：12 ［9］ Wang J NXie K．Grain size refinement of a TiAl alloy by rapid heat treatment．Scripta Mater200043（5）：441 ［10］ 陈国良林均品．有序金属间化合物结构材料物理金属学基 础．北京：冶金工业出版社1999 （下转第319页） 第3期 彭凌剑等： 铸造高铌 TiAl 合金双态组织转变过程 ·281·
第3期 赵志毅等：全浮动芯棒连轧管过程三维热力耦合有限元模拟 .319. 3-D thermo mechanical coupled finite element simulation for hot continuous free floating mandrel rolling of seamless steel tubes ZHAO Zhiyi,HONG Huiping.XIE Jianxin,KANG Yonglin),YU Yong?,PAN Feng?) 1)Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)Steel Tube Subcompany.Baoshan Iron and Steel Co.Ltd..Shanghai 201900.China ABSTRACT The eight-stand hot continuous rolling of seamless steel tubes with an inner free floating mandrel was successfully simulated by using three-dimensional thermo mechanical coupled elastoplastic FEM after the fi- nite element model was constructed with the friction,heattransferring and contact boundary conditions.The stress,strain and temperature distributions as well as rolling force during the hot continuous mandrel rolling were obtained from the finite element analysis.The simulated rolling force is in good agreement with the mea- sured one.The characteristics of the velocity of floating mandrel as well as the changes in outer diameter and wall thickness of the tube shell were also investigated in detail. KEY WORDS seamless steel tube:continuous rolling tube:continuous rolling mill;pass design:finite element method (FEM) (上接第281页) Duplex microstructure transformation of a cast high-Nb containing TiAl alloy PENG Lingjian,WANG Yanli,LIN Junpin,CHEN Guoliang State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijng.Beijing 100083.China ABSTRACI The as-cast structure and microstructure obtained after heattreatment in the ay field of a Ti- 46Al-8Nb-2Mn-0.2B alloy were studied.Optical and SEM observations show that the y phase segregation re- gion is not the grain boundary of the alloy but part of the ay lamella.The Al content at the y phase segrega- tion region is a little more than the y lamella matrix,but it can play an important role in stabilizing the lamella and does harm to the break-up at the y phase segregation region.By obtaining near y microstructure firstly in the alloy and then heat-treating it in the middle region of the ay field,the duplex microstructure with a grain size of 40/m can be formed,but a little of B phase still exists. KEY WORDS TiAl alloys;duplex microstructure;heat treatment;segregation
3－D thermo-mechanical coupled finite element simulation for hot continuous free floating mandrel rolling of seamless steel tubes ZHAO Zhiyi 1）HONG Huiping 1）XIE Jianxin 1）KA NG Yonglin 1）Y U Yong 2）PA N Feng 2） 1） Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） Steel Tube Sub-companyBaoshan Iron and Steel Co．Ltd．Shanghai201900China ABSTRACT The eight-stand hot continuous rolling of seamless steel tubes with an inner free floating mandrel was successfully simulated by using three-dimensional thermo-mechanical coupled elastoplastic FEM after the finite element model was constructed with the frictionheat-transferring and contact boundary conditions．The stressstrain and temperature distributions as well as rolling force during the hot continuous mandrel rolling were obtained from the finite element analysis．The simulated rolling force is in good agreement with the measured one．The characteristics of the velocity of floating mandrel as well as the changes in outer diameter and wall thickness of the tube shell were also investigated in detail． KEY WORDS seamless steel tube；continuous rolling tube；continuous rolling mill；pass design；finite element method （FEM） （上接第281页） Duplex microstructure transformation of a cast high-Nb containing TiAl alloy PENG L ingjianWA NG Y anliLIN JunpinCHEN Guoliang State Key Laboratory for Advanced Metals and MaterialsUniversity of Science and Technology BeijngBeijing100083China ABSTRACT The as-cast structure and microstructure obtained after heat-treatment in theα＋γfield of a Ti－ 46Al－8Nb－2Mn－0∙2B alloy were studied．Optical and SEM observations show that theγphase segregation region is not the grain boundary of the alloy but part of theα＋γlamella．The Al content at theγphase segregation region is a little more than the α＋γlamella matrixbut it can play an important role in stabilizing the lamella and does harm to the break-up at the γphase segregation region．By obtaining near γmicrostructure firstly in the alloy and then heat-treating it in the middle region of theα＋γfieldthe duplex microstructure with a grain size of 40μm can be formedbut a little of βphase still exists． KEY WORDS TiAl alloys；duplex microstructure；heat-treatment；segregation 第3期 赵志毅等： 全浮动芯棒连轧管过程三维热力耦合有限元模拟 ·319·