随着现代工业和航空航天领域的不断进步，对高温结构材料提出了新的要求，其中轻质、高性能的金属材料成为重要的发展方向。作为新一代轻质金属结构材料的代表，TiAl合金密度为3.9~4.2 g/cm³，是镍基高温合金的一半，同时TiAl合金的服役温度可达650~850 ℃，该温度区间恰好介于钛合金和镍基高温合金服役温度上下限之间^[1,2]。由于TiAl合金具有低密度、高比强度、优异的抗氧化以及抗蠕变等性能，在航空航天领域具有广泛的应用前景。其中，TiAl合金板材在制备飞行器蒙皮、舵翼、尾喷口扩张调节片等部件上具有巨大的应用潜力^[3~5]。因此，大尺寸TiAl合金板材的制备成为了新的研究热点之一。然而，由于TiAl合金的本征脆性^[6]、高温变形能力差、热加工窗口较窄等因素，TiAl合金板材在轧制过程中极易开裂，制备大尺寸板材极其困难^[7,8]，极大限制了TiAl合金板材的进一步应用。

Ti-(42~45)Al-(3~5)Nb-(0.1~2)Mo-(0.1~0.2)B合金(原子分数，%，下同；简称TNM合金)是一种β-γ型TiAl合金^[9,10]，Mo和Nb元素为典型的β稳定元素，少量的添加可以增加合金中的高温无序β相的含量。高温无序β相拥有较多滑移系，可以协调TiAl合金的热变形行为^[11,12]，同时有效扩大TiAl合金的热加工窗口，因此，这种新型的β-γ型TiAl合金为大尺寸板材的制备提供了方向。TNM合金的主要相为γ相(有序L1₀)和α/α₂相(无序A3/有序D0₁₉)，以及β/β_o相(无序A2/有序B2)^[13]。然而，无序α相和β相并不能在室温下稳定存在。在(1175 ± 5) ℃下，无序α相会发生有序化转变为α₂相，在1175~1205 ℃下，高温β相会发生有序化转变为β_o相^[14]。一般来说，TNM合金板材的热加工窗口较窄，位于1200~1280 ℃之间^[15~19]，即γ板条溶解温度(T_γ,solv)上下。然而，在此温度范围内，TiAl合金所处相区极易受其成分所影响，尤其是Al元素。Al作为一种α稳定元素^[20]，其含量的改变主要影响了合金中α相的含量，从而影响合金的组织及性能。根据TNM合金相图^[21]，当Al含量较低时，合金凝固路线为L→L + β→β→α + β→α + β/β_o + γ→α₂ + β_o + γ；而Al含量较高时，合金的凝固路线转变为L→L + β→β→α + β→α→α + γ→α + β/β_o + γ→α₂ + β_o + γ。因此，在热变形温度下，Al含量的变化极大地影响了相变区间位置，从而造成轧制过程的显微组织演化的差异。

本课题组前期成功制备了TNM^- (Al含量为43%)^[22]和TNM⁺ (Al含量为44.5%)^[23]合金板材。研究发现，低Al含量下，轧制后的显微组织为近片层组织；而高Al含量下，轧制后的显微组织为近γ组织。值得注意的是，Al含量的变化范围极小。本工作结合前期的研究基础，在TNM合金成分范围内调整Al元素的含量，系统研究Al含量对TNM合金轧制过程的显微组织演化以及力学性能的影响，以期实现成分-组织-性能预测。

采用ML-A1250电弧熔炼设备制备(Ti-(43~45)Al-4Nb-1Mo-0.2B合金铸锭)。根据Al含量(43%、44%和45%)的不同，将铸锭样品分别命名为43Al、44Al和45Al。实验原料为海绵钛、高纯度Al豆、中间合金Al-Nb (Nb含量：43.76%)、Al-Mo (Mo含量：52.94%)、Al-B (B含量：8.61%)。铸锭质量为150 g，直径为70 mm。采用线切割从中心切取尺寸为70 mm × 40 mm × 8 mm弧形小块。随后用304不锈钢包套封装，封装后试样尺寸为110 mm × 70 mm × 22 mm。板材采用二辊轧机制备，轧辊直径为250 mm，长300 mm。轧制工艺为：轧制速率5 m/min，样品在轧制前需在轧制温度1250 ℃保温1 h，道次间压下量为10%，两道次轧制之间需回炉保温10~15 min，总变形量为60%，最后一道次轧制结束后，随炉冷却至室温，去除包套。轧制后的板材通过ZC-ZK YL40真空扩散焊设备进行去应力退火，参数为900 ℃、6 h，以去除内应力并校平轧板。板材制备流程如图1所示。

采用TM4000PLUS台式扫描电镜(SEM)的背散射电子(BSE)成像模式观察43Al~45Al合金铸锭以及轧板的显微组织，使用带有电子背散射衍射(EBSD)探头的GeminiSEM 500型SEM表征样品微区的相组成，使用Helios NanoLab G3 UC聚焦离子/电子双束显微镜二次电子(SE)成像模式观察拉伸断口形貌，采用该电镜配备的能谱仪(EDS)测量铸锭成分，从铸锭边缘切取尺寸为10 mm × 10 mm × 5 mm的小块，表面经机械抛光并电解抛光后在SEM低倍数下(500倍)选取较大的面积进行面扫分析。SEM/EBSD试样取样位置及观察方向如图2a所示，观察面为轧向-法向(RD-ND)面，采用线切割切取10 mm × 5 mm的小方块，厚度为轧板厚度。用砂纸把试样表面机械抛光至2000号后使用Struers DPF-1型电解抛光腐蚀仪进行电解抛光。电解抛光溶液的体积比为CH₄O∶C₄H₁₀O∶HClO₄ = 12∶7∶1，电压为30~35 V，抛光时长为25~30 s，温度为0~5 ℃。EBSD采集步长为0.2 μm，采集后信息用Aztec Crystal分析软件处理。采用Zwick Roell Z5.0TN万能试验机进行轧板的室温拉伸实验，拉伸速率为5.0 × 10^-4 s^-1，拉伸样品的取样方向及尺寸如图2所示。拉伸试样通过机械抛光至2000号后，在酒精中进行超声波清洗，每组至少测试3根拉伸试样。

图3为各合金铸锭的显微组织与相组成。由图3a~c可知，随着Al含量的增加，合金中α₂/γ片层团尺寸逐渐增大，而β_o相含量逐渐减少。在凝固过程中发生β→α的相变，β相通过钉扎α相的晶界来限制其长大，当β含量较少时无法有效限制α相的长大，因此最终的α₂/γ片层团尺寸较大^[24]。图3d~f为43Al~45Al合金的相分布图。可以看出，室温下主要存在γ相、α₂相和β_o相，且随着Al含量的增大，α₂相含量明显降低，γ相含量逐渐增多。表1为43Al~45Al合金铸锭化学成分的EDS测定结果。由于B元素为轻元素，无法通过EDS做定量分析，且合金中B元素含量极低，在此忽略不计。由表1可知，Al含量比名义成分略微降低，主要有以下几点原因：(1) 在铸锭制备过程中，Al元素由于熔点较低易挥发产生损耗；(2) 由于观察面积有限，Al元素存在一定的偏析^[25]。除此之外，Nb、Mo元素的含量与名义成分基本一致。

多道次轧制过程中存在回炉保温，且在复杂热应力下存在多种相变过程。为了明晰轧制过程中显微组织的演化规律，从铸锭上切取小块，随炉升温至1250 ℃，保温1 h后快速冷却至室温保留轧制前的高温组织。图4为不同Al含量的TNM合金轧制前的显微组织。结合TNM合金相图^[21]以及实验结果可知，当Al含量为43%时，1250 ℃下合金处于(α + β)两相区，此时初始铸锭中的残余α₂/γ片层团全部分解，合金的显微组织主要以等轴α/α₂晶粒(灰色)为主，还存在少量的等轴γ晶粒(黑色)及细小的β_o晶粒(亮白色)。当Al含量增大至44%时，1250 ℃下合金处于(α + β)和(α + β/β_o + γ)以及(α + γ) 3个相区附近，此时合金中β_o相的含量极少，主要由细小的等轴γ晶粒和大量的α₂/γ片层团组成。值得注意的是，此时α₂/γ片层团周围存在一圈纯α/α₂相，这与Yu等^[26]的观察一致，他们将此特殊结构命名为核壳结构。这种特殊的结构形成源于在T_γ,solv附近，γ板条容易分解于α/α₂晶粒内部，即发生γ→α/α₂相变^[27]。一般来说，α₂/γ片层团存在2种分解方式：一种是平行分解，即γ板条沿着片层团排列的方式分解，这将减小γ板条的厚度^[28]；另一种则是垂直分解，即γ板条从α₂/γ片层团边界向内部分解，注意γ板条长度减小的同时伴随着厚度的减小，最终形成核(残余α₂/γ片层团)壳(α₂晶粒)结构^[26]。当Al含量进一步增大至45%时，1250 ℃下合金处于(α + γ)两相区。随着Al含量的升高，此时γ板条溶解温度也逐渐升高，1250 ℃不足以使得残余α₂/γ片层团发生分解，因此，合金中存在大量的α₂/γ片层团，且γ板条更加细小密集。

图5为不同Al含量的TNM合金轧板显微组织的SEM像。当Al含量为43%时，轧板的显微组织主要为近片层组织，除了大量的α₂/γ片层团外，在其周围还存在沿轧制方向被拉长的β_o晶粒以及等轴γ晶粒。由于43Al合金轧制前主要由α/α₂晶粒组成，因此轧板中出现的α₂/γ片层团为轧制过程中新形成的，如图5b中实线方框所示。前期有研究^[29]发现轧制过程中存在明显的温降，导致γ板条极易从α/α₂晶粒中析出；而多道次轧制存在回炉保温过程，在此期间，γ板条又重新溶解于α/α₂晶粒内部，如此反复，因此，新形成的α₂/γ片层团形貌由最后一道次轧制决定。本工作中，Al含量为44%时，轧板的显微组织转变为双态组织，γ再结晶晶粒数量增多，尺寸增大，而β_o晶粒尺寸减小，含量降低。同时，合金中的α₂/γ片层团存在2种类型，一种是轧制过程中从α/α₂晶粒中析出γ板条所形成的，同43Al合金一致，这类片层团组织的特点是片层排列整齐，且内部极少存在γ再结晶晶粒；另一种是轧制前便存在的残余α₂/γ片层团，这类片层组织受轧制应力而破碎，α₂和γ板条扭曲，且其内部存在γ再结晶晶粒，如图5d中虚线方框所示。当Al含量为45%时，轧板的显微组织转变为近γ组织。此时轧板的显微组织分布不均匀，存在大面积的等轴γ晶粒团聚以及粗大的α₂/γ残余片层未破碎的现象。总体而言，随着Al含量的增加，轧板的显微组织经历了近片层-双态-近γ组织状态的转变，同时β_o相含量逐渐降低，且γ再结晶晶粒的含量以及尺寸逐渐增大。

图6为不同Al含量的TNM合金板材的室温拉伸性能。可知，随着Al含量的增加，合金的抗拉强度逐渐降低，由约840 MPa降低至约706 MPa。结合图5分析，由于Al含量的增加，轧板的室温组织经历了片层-双态-近γ组织的转变，一般来说，片层组织的强度较高，但是室温塑性较差，双态组织和近γ组织的强度较低，室温塑性较高。但是本工作中，片层组织的室温塑性最高。这可能是因为Al含量为44%和45%时，合金中存在原始残余片层团，且分布不均匀，使其室温塑性显著降低。

图7为不同Al含量的TNM合金轧板的室温拉伸断口形貌。由于室温塑性都未超过1%，因此都属于脆性断裂。43Al合金为近片层组织，片层组织有3种断裂方式，分别为层间断裂、穿层断裂以及2者共存的混合断裂，具体的断裂模式取决于裂纹扩展路径以及片层取向与加载应力轴的角度^[30]。对于TiAl合金来说，最常见的断裂模式为穿层断裂^[31]，如图7a中实线方框所示，裂纹出现在片层团边界。44Al轧板的组织为双态组织，其断裂模式为穿层断裂与穿晶断裂共存的混合断裂，如图7c中实线与虚线方框所示。图7d中箭头所指处为典型的解理面，可以看到明显的撕裂棱。45Al合金为近γ组织，因此，断裂模式主要为穿晶断裂，从图7f中可以观察到明显的河流花样形貌。以上表明，随着Al含量的增加，合金的断裂模式逐渐从穿层断裂转变为混合断裂最后全部为穿晶断裂，且断口形貌也由准解理面转变为解理面，同时解理面积逐渐增大，这是由合金组织状态所决定的。43Al为片层组织，虽然位错能够穿过γ板条，但其易在α₂与γ板条界面处塞积，因此α₂/γ片层团可以有效地阻碍裂纹的扩展，使得裂纹难以垂直穿过片层团而是倾向于沿着片层团边界扩展，这将有效地增加裂纹扩展路径，使得微裂纹不易相互连接。44Al为双态组织，可以看出裂纹容易在等轴γ晶粒内部扩展，但由于部分片层团的存在，裂纹呈现不连续扩展。45Al为近γ组织，且大面积的等轴γ晶粒团聚在一起，使得γ晶粒内部的微裂纹可以穿过晶粒并迅速向外扩展，并与周围的微裂纹相连接形成主裂纹，加快了合金断裂失效的进程。因此，随着Al含量的增加，TNM轧板的强塑性都在一定程度上降低。

图8为43Al合金轧板的EBSD分析。其中，图8a为衍射带对比(BC)图，同时叠加了α₂与γ相的取向关系，用红色线条表示。在炉冷过程中，γ板条严格按照Blackburn取向关系从α/α₂晶粒中析出，即满足{0001}α2//{111}γ，<112¯0>α2//<11¯0>γ。可以看出，符合Blackburn取向关系的α₂/γ片层团含量为70.3%。然而这部分数据是偏低的，由于大量γ板条析出后相互合并粗化导致α₂板条十分细小，因此很难通过EBSD检测并区分。此外，由前文可知，43Al合金轧制前主要为等轴α₂晶粒，并不存在α₂/γ片层团，证明所有的α₂/γ片层团均为轧制过程中新形成的，尤其是在最后一道次轧制结束后冷却形成的，因此理论上所有的α₂/γ片层团都应满足Blackburn取向关系。由于上述取向关系线图存在5°左右的误差，为此本工作单独提取了图8a中实线方框所示的α₂/γ片层团进行放大分析，其中蓝色为γ相，黄色为α₂相，在相邻的α₂和γ板条内部选取区域并获得其极图(PF)，结果在图8c右侧展示。由PF结果可知，α₂和γ相的极点高度重合，进一步证明了上述观点。此外，多道次轧制结束后，α₂/γ片层团倾向于平行轧制方向排布，如图8b反极图(IPF)所示，可以观察到明显的择优取向。这是由于在轧制应力下，高温α/α₂晶粒不断地偏转直至α/α₂晶粒的基面，柱面均处于硬取向，即α₂晶粒的<112¯0>平行于轧向，最终γ板条析出形成排列一致的α₂/γ片层团，片层团取向的一致也使得沿该方向加载的板材具有较大的抗拉强度^[22]。

图9为44Al合金轧板的EBSD分析。其中，图9a和b分别为BC图和IPF。可以看出，44Al合金中α₂/γ片层团含量明显减少，而大尺寸的等轴γ再结晶晶粒数量明显增多。符合Blackburn取向关系的α₂/γ片层团含量减少至47.2%。如前文所述，观察到2种类型的α₂/γ片层团，一种是尺寸较小的新形成的片层团，一种是尺寸较大的残余片层团，分别如图9a中实线与虚线方框所示。进一步对2类α₂/γ片层团展开分析，如图9c和d所示。新片层团中α₂和γ晶粒符合Blackburn取向关系，且极点高度重合；而残余片层团中α₂和γ晶粒虽然仍符合Blackburn取向关系，但其极点存在一定的位置偏差。这是由于轧制前，44Al合金中便存在大量的初始α₂/γ片层团，在随后的多道次轧制过程中，α₂和γ板条会不断偏离之前的Blackburn取向关系。首先在变形过程中，位错易在α₂和γ板条界面处塞积，γ板条通过不连续动态再结晶(DDRX)来释放应力集中，而α₂板条倾向于先发生弯曲，随后通过连续动态再结晶(CDRX)的形核方式破碎^[32,33]。此外，有学者指出，热变形过程会促进α₂→γ相变，使得α₂板条分解变得十分细小，而γ板条尺寸明显增宽^[34]，同时，β_o相易在α₂/γ片层界面缺陷处形核并向α₂板条内部长大，从而加速了α₂板条的分解^[35]。因此，如图5d所示，随着热变形的进行，γ再结晶晶粒成为主导相，而α₂再结晶晶粒极少，同时β_o相零星散布在残余α₂/γ片层团内部以及γ再结晶晶粒周围。同时还发现，新α₂/γ片层团尺寸(10~20 μm)远远小于残余片层团的尺寸(50~100 μm)，这是由轧制前的高温组织决定的。44Al合金轧制前形成特殊的核壳结构，使得残余α₂/γ片层团周围存在一圈α/α₂晶粒，这些晶粒在轧制过程中会不断破碎形成细小的等轴α/α₂晶粒，并在冷却过程中析出γ板条，这一过程与43Al合金是一致的。也正是由于特殊的核壳结构，使得44Al轧板中同时存在2种类型的α₂/γ片层团。

图10为45Al合金轧板的EBSD分析。图10a和b分别为BC图和IPF。由图可知，45Al合金组织分布不均匀，除了大尺寸的残余α₂/γ片层团外，还出现了双峰γ再结晶晶粒，细小的γ晶粒尺寸仅为2~5 μm，而异常粗大的γ晶粒尺寸高达20~30 μm并出现团聚现象。此时，符合Blackburn取向关系的α₂/γ片层团含量再一次减少至30.9%。选取图10a中虚线框中的片层团进行分析，结果如图10c所示，通过PF发现α₂和γ板条严重偏离Blackburn取向关系，也进一步证明该片层团为残余片层团。此外，在残余片层团周围存在大量细小的γ再结晶晶粒，这是由于位错优先在片层团边界塞积，促进了γ动态再结晶形核^[36]。而在细小的γ再结晶晶粒周围是一圈异常长大的等轴γ晶粒，事实上，这些晶粒是最先发生再结晶的晶粒。一般来说，片层团的分解是由边界向内部逐渐扩展的，而45Al合金初始片层团尺寸较大，最初在片层团边界处形成的γ再结晶晶粒会在回炉保温过程中长大，而后内部大量的残余片层团又不断地为γ再结晶提供形核驱动力，形成细小的γ再结晶晶粒，因此45Al合金中γ再结晶晶粒尺寸呈现双峰分布。而44Al合金的核壳组织则是等轴α/α₂晶粒发生动态再结晶优先破坏壳层，随后片层团才发生破裂，由于片层团尺寸的减小极大地缩短了片层团边缘与内部γ再结晶晶粒形成的时间差，因此，γ再结晶晶粒尺寸差异不大，而这种核壳结构也被证实可以解决片层分解不均匀的问题^[37]。45Al合金则是需要更大的道次压下量或者增加轧制道次才能更充分地破碎α₂/γ残余片层团，但这一过程会加剧γ再结晶晶粒尺寸差异^[23]。

为了明晰Al含量对TNM轧板组织类型的影响，图11a和b分别给出了TNM合金相分布图以及轧制过程中显微组织演化示意图。其中白色代表β_o相，浅蓝色代表α/α₂相，深蓝色代表γ相。轧制过程中新形成的α₂/γ片层团由浅蓝/深蓝交替排列的线条表示，而轧制前便存在的残余片层团用浅蓝/黑色交替排列的线条加以区分。43Al合金在1250 ℃保温1 h后合金组织主要以粗大的等轴α/α₂晶粒为主，在轧制过程中粗大的等轴α/α₂晶粒破碎细化，且γ板条不断从α/α₂晶粒中析出，但经过回炉保温后，γ板条再次溶解，同时α/α₂晶粒会略微长大，在多道次轧制过程中循环上述过程，最后一道次轧制结束后形成以α₂/γ片层团为主的近片层组织。44Al合金在1250 ℃保温1 h后形成了特殊的核壳组织。在轧制过程中，α/α₂晶粒优先发生再结晶破坏壳层，破碎后的α/α₂晶粒内部有γ板条析出，原理同上。随后壳内部的残余片层团从边界向内部逐渐分解，形成大量的γ再结晶晶粒并在道次间回炉保温过程中长大。经过多道次轧制后，形成了由等轴γ晶粒与α₂/γ片层团组成的双态组织。其中，α₂/γ片层团包括由α/α₂外壳破碎后析出γ板条形成的新片层团以及壳内未破碎分解完全的残余片层团。45Al合金在1250 ℃保温1 h后形成了片层间距较小、片层团尺寸较大的全片层组织。在轧制过程中，最先在片层团边界处形成的γ再结晶晶粒会在多道次回炉保温过程中异常长大，而后内部大量的残余片层团又不断地为γ再结晶提供形核驱动力，形成细小的γ再结晶晶粒。多道次轧制结束后形成了以双峰尺寸分布的等轴γ晶粒为主的近γ组织，同时伴随着少量未破碎完全的大尺寸残余α₂/γ片层团。

(1) Al含量影响TNM合金热变形时所处相区。在1250 ℃保温1 h后，43Al合金主要以等轴α/α₂晶粒为主；44Al合金形成了特殊的核(α₂/γ片层团)壳(α/α₂晶粒)结构；45Al合金主要以大尺寸α₂/γ片层团为主。

(2) 43Al合金轧制过程中，等轴α/α₂晶粒破碎，γ板条从中析出，形成以新生α₂/γ片层团为主的近片层组织；44Al合金轧制过程中，α/α₂晶粒优先发生再结晶破坏壳层并伴随着γ板条析出，随后壳内残余片层团破碎，形成以等轴γ、新生片层团以及残余片层团共存的双态组织；45Al合金轧制过程中，等轴γ再结晶晶粒优先在片层团边界形成，随后在多道次回炉保温过程中异常长大，而内部大量残余片层团不断为后续再结晶提供驱动力，形成以双峰尺寸分布的近γ组织。

(3) 随着Al含量的增加，TNM合金轧板的室温强度逐渐降低。其中，43Al合金轧板性能最佳，抗拉强度达到840 MPa，而44Al和45Al合金轧板由于等轴γ晶粒增多、团聚、异常长大以及残余片层团未破碎完全等因素，加速了材料的断裂。低Al含量的TNM合金经过轧制可直接获得符合工程应用的片层组织，而高Al含量的TNM合金板材需要后续高温热处理进行组织调控，易造成板材表面的氧化。