李小兵1,潛坤1,舒磊1,張孟殊1,張金虎2,陳波,1,劉奎1

γ-TiAl合金具有高的比強度、比模量，良好的抗髙溫疲勞、抗蠕變和抗氧化腐蝕等性能，是航空航天、先進艦船、軍用戰機等發動機領域極具競爭力的尖端戰略結構材料[1~4]。然而，作為金屬間化合物，其高溫塑性成形能力差，有效熱加工窗口窄，致使相關部件制造極其困難，生產成本異常昂貴，這也成為制約γ-TiAl合金應用的關鍵瓶頸[5]。自2008年以來，國內外專家們通過降低合金中Al含量(40%~44%，原子分數，下同)，并引入W、Mo、Mn、Cr等β相穩定元素研發了一類新的β凝固γ-TiAl合金[6~8]。該類合金通過控制較低Al含量使其凝固過程不經過包晶反應，同時添加適量β穩定元素使其在高溫下獲得大量韌性無序的β相，確保合金具有一定的熱加工窗口，從而使γ-TiAl合金高溫熱加工變形成為可能。

在諸多β凝固γ-TiAl合金中，Tetsui等[9]提出的Ti-42Al-5Mn (原子分數，%，下同)合金，因具有較低的Al含量和足夠量的β相穩定元素，可在常規條件下實現良好鍛造變形，極大地降低了TiAl部件的成型成本，也打破了一直以來認為γ-TiAl合金難以實現常規條件熱變形的傳統觀念。最近，通過對Ti-42Al-5Mn的研究發現，該合金雖突破了常規條件變形的瓶頸，但是卻存在高溫抗氧化性不足[10]和析出富錳Laves相[11]的2類新問題，此2類問題同樣會嚴重制約其高溫應用。在對Ti-42Al-5Mn合金高溫抗氧化性和組織穩定性調控時發現，添加微量的β相穩定元素W不僅可大幅改善其高溫抗氧化性[10]，而且還可提高合金組織中βo(有序化的β相)相自身的熱穩定性，減少Laves相的析出[12]。另一方面，作為強β相穩定元素的W，它的添加也將會對合金的相變行為和組織構成產生顯著影響，掌握該影響規律對合金成分的優化設計顯得尤為重要，但是有關W元素添加對Ti-42Al-5Mn合金相變行為的影響仍未見報道。

本工作以Ti-42Al-5Mn合金為研究對象，系統分析了0.5%~1.0%范圍內W含量對合金特征相變點的影響，并研究了不同冷卻方式(水冷、空冷、爐冷)條件下Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0、0.5、0.8、1.0)合金的相變行為，結合Pandat計算軟件綜合討論了W含量對Ti-42Al-5Mn合金相變影響及其機理。本工作旨在進一步掌握β相穩定元素對γ-TiAl合金相變行為的作用規律，以期為低成本含錳γ-TiAl合金的成分設計與優化提供指導。

1實驗方法

采用真空感應熔煉方式制備約10 kg的Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0、0.5、0.8、1.0)鑄錠，具體制備過程詳見文獻[13]。TiAl合金中的Al、Mn、W含量采用OPTIMA8300DV電感耦合等離子體原子發射光譜法分析獲得，對應的化學成分如表1所示。

表1Ti-42Al-5Mn-xW合金的化學成分 (atomic fraction / %)

Table 1Chemical compositions of the Ti-42Al-5Mn-xW alloys

新窗口打開|下載CSV

采用SETARAM Evolution 18差示掃描量熱儀(DSC)測量Ti-42Al-5Mn-xW合金的固態相變溫度，具體相變測試方法及結果詳見文獻[14]，本工作選取x= 0.5和1.0合金作為重點研究對象。DSC實驗樣品尺寸為直徑3 mm、厚2 mm，總質量約為60 mg，表面經SiC砂紙研磨和拋光，以獲得最佳導熱性能，實驗在高純Ar氣保護條件下進行，氣體流量為20 mL/min，樣品從室溫以20℃/min的加熱速率加熱至1400℃，然后以20℃/min的冷卻速率冷卻至室溫，記錄其熱流變化。為進一步驗證上述測試結果，辨析不同相變溫度對應的特征相變，選取x= 0.5合金為對象，開展輔助特征溫度的水淬實驗。水淬實驗試樣尺寸為直徑8 mm、厚8 mm，表面機加后分別封管，管內用Ar氣保護，避免實驗過程發生氧化，詳細實驗方法詳見文獻[14]。

基于上述合金相變特征測試結果，對4種成分鑄錠試樣沿著冒口鑄錠邊緣切取系列直徑8 mm、厚8 mm的試樣，將系列試樣分別在1200℃ (γ+α+β)三相區和1300℃ (α+β)兩相區進行高溫處理，保溫時間為1 h，隨后分別以水冷(WC)、空冷(AC)和爐冷(FC)方式冷卻至室溫。采用JXA-8530F電子探針(EPMA)在背散射電子(BSE) 模式條件下對上述系列處理試樣的拋光組織進行觀察。采用Image-Pro Plus 6軟件，選取至少5張EPMA-BSE像統計顯微組織中不同相或相區域對應的體積分數。基于Calphad方法，借助Pandat軟件及其Pan_TiAl熱力學數據庫，針對Ti-42Al-5Mn-xW合金在x= 0~2范圍及溫度區間在600~1600℃的條件下進行相圖計算。主要涉及液相(liquid，L)、hcp相(α2)、無序bcc相(β)與有序bcc相(bcc_B2/βo)、γ相及Laves相，考察單相區、雙相區及多相區分布情況，與實驗結果進行對比分析。

采用EPMA附帶的能譜儀(EDS)分析長期時效樣品中的γ、α2、βo、Laves相的化學成分，同時采用電子背散射衍射(EBSD)分析確定合金中βo、γ、α2、Laves相分布，試樣尺寸為5 mm × 5 mm × 2.5 mm，經標準金相制樣后用氬離子減薄至表面無明顯變形。然后，將樣品安裝在70°預傾斜支架上并在配備有EBSD檢測器的TES-CANMAIA 3 XMH場發射掃描電子顯微鏡(SEM)上進行檢測，步長為30~100 nm，每次測量總共產生不低于2.4 × 105個數據點，以準確評估相組成和分布特征。

2實驗結果

2.1合金相變特征

圖1為x= 0.5和1.0合金對應的DSC加熱曲線。根據熱流變化可推斷，2種合金在加熱曲線上均出現4個極小值的吸熱峰，表明，2種合金在該溫度附近應存在相變反應。結合水淬實驗結果推斷，2種合金DSC曲線從低溫至高溫對應的4個吸熱峰依次分別為α2/γ→α2+γ(共析轉變開始點)，α2→α和βo→β有序到無序轉變，γ→β轉變(γ相溶解至β相的結束點)，以及α→β轉變(α相溶解至β相的結束點)。對比發現，2種合金對應的4個相變溫度點變化并不大，且隨著x由0.5%增加至1.0%，對應的相變溫度點稍有增加。

圖1

圖1Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0.5和1.0)合金的DSC加熱曲線

Fig.1DSC curves of the Ti-42Al-5Mn-xW withx= 0.5 (a) and1.0 (b)

圖2為Ti-42Al-5Mn-0.5W合金在上述吸熱峰溫度附近的水淬試樣EPMA-BSE像。Yang和Lin[15]研究已指出，α和β相有序化轉變對冷卻速率并不敏感，換言之，即使在諸如水淬這樣的高冷速條件下也難以完全抑制有序-無序化轉變，因此本工作在標定不同條件下的組織類型時均以有序相進行標注。可以看出，當溫度由1160℃提高至1170℃，能在原α2/γ片層組織區域檢測到明顯的條狀γ相(γlamellae)，表明該溫度下片層組織中部分γlamellae已發生了回溶，因此1160~1170℃溫度區間將對應合金的共析轉變溫度(Teut)；當溫度由1170℃提高至1220℃，片層組織中γlamellae相已基本全回溶于α2相，但在βo相中依然存在大量γ相晶粒(γg)；當溫度由1220℃提高至1230℃，βo相中的γg相則已完全回溶，合金開始進入α+β兩相區，因此1220~1230℃溫度區間將對應合金的γ相溶解溫度(Tγ-solv)；當溫度由1320℃提高至1330℃，合金由α+β兩相演變為β單相，該溫度范圍則對應β單相區溫度(Tβ或Tα)。據此，結合DSC的測試結果，得到x= 0.5和1.0的2種合金固態相變對應的特征溫度，如圖3所示。可以看出，隨著x由0.5增加至1.0，合金Tβ和Tγ-solv幾乎未發生變化，而Teut小幅度增加。值得指出的是，由DSC測試結果看出，x= 0.5和1.0的2種合金分別在1176和1189℃存在吸熱峰。但結合圖2b和c，x= 0.5合金顯微組織均由α2/γ片層、γlamellae、γg、βo構成，組織形態并未發生明顯變化。根據Schwaighofer等[16]和Xu等[14]對Ti-42Al-5Mn合金相變的研究結果可知，該吸熱峰應為相的有序化溫度點。基于上述結果可知，Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0.5、1.0)合金的固態相變路線為：β→β+α→β+α+γ→β(βo) +α(α2) +γ→βo+α2+γ，也就是說，0.5%~1.0%含量的W添加并未明顯改變Ti-42Al-5Mn-xW合金的相變路線[14]。

圖2

圖2Ti-42Al-5Mn-0.5W合金不同溫度保溫1 h水淬后的BSE像

Fig.2Back scattering electron (BSE) images of Ti-42Al-5Mn-0.5W alloy after annealing at 1160oC (a), 1170oC (b), 1180oC (c), 1210oC (d), 1220oC (e), 1230oC (f), 1320oC (g), and 1330oC (h) for 1 h，and then water cooling (WC) (γg—γgrain,γlamellae—γlamellae)

圖3

圖3W含量對Ti-42Al-5Mn-xW合金特征相變溫度的影響

Fig.3Effects of W concentration on the phase transformation temperature in Ti-42Al-5Mn-xW (The data of Ti-42Al-5Mn is quoted from Ref.[14].Teut—eutectoid reaction temperature,Tγ-solv—γphase solvus temperature,Tβ—β-phase single region temperature)

2.2不同冷速下合金的相變行為

2.2.1 (γ+α+β)三相區冷卻后相轉變行為

圖4為4種成分合金在1200℃ (γ+α+β)三相區處理后以不同方式冷卻對應的顯微組織，對應組織的定量統計結果列于表2。可以看出：(1) 水冷條件下，4種合金均包括γ、α2、βo相，其中γ相呈現出2種典型形貌，分別是位于α2區域的γlamellae和位于βo區域的塊狀γ相(γg)。對比來看，隨著x由0.5增加至1.0，合金中γlamellae相含量稍有減少，γg相和βo相含量則呈現增加趨勢。(2) 空冷條件下，4種合金組織中α2相未能完全轉變為α2/γ片層組織，組織中仍存在較為明顯的α2相，但βo相中析出一種區別于γlamellae和γg的另一種γ相，將其定義為γp相，這種相以相互交錯的針狀形貌存在于βo相中。該實驗結果也表明，高溫存在的β相自身并不穩定，在冷卻過程會發生β→γ轉變。對比來看，4種成分合金中βo相析出γp相特征并不相同，添加W后βo相中的γp相數量有所降低，且尺寸更小。這表明，添加W后合金冷卻過程中β→γ轉變得到一定程度的抑制。值得指出的是，空冷過程中，γg相含量稍有增加，而βo相含量并未出現明顯變化。(3) 爐冷條件下，4種合金組織均由α2/γ片層和晶團周圍的γg和βo相構成，并未檢測到針狀的γp相。隨著W含量的增加，合金中α2/γ片層含量明顯減少，當x= 0.8和1.0時，合金組織主要以γg和βo相為主。

圖4

圖4Ti-42Al-5Mn-xW合金1200℃處理1 h后以不同方式冷卻的BSE像

Fig.4BSE images of Ti-42Al-5Mn-xW alloys withx= 0 (a1-a3),x= 0.5 (b1-b3),x= 0.8 (c1-c3), andx= 1.0 (d1-d3) after annealing at 1200oC for 1 h and then WC (a1-d1), air cooling (AC) (a2-d2), and furnace cooling (FC) (a3-d3) (Insets in Figs.4a1 and a2 show the high magnified images.γp—γplatelet)

表2Ti-42Al-5Mn-xW合金1200℃處理1 h后不同冷卻方式下的顯微組織定量統計結果 (volume fraction / %)

Table 2Quantitative statistical results of microstructures for Ti-42Al-5Mn-xW alloys treated at 1200oC for 1 h and then cooled with different methods

新窗口打開|下載CSV

2.2.2 (α+β)兩相區冷卻后相轉變行為

圖5是4種成分合金在1300℃ (α+β)兩相區處理后以不同方式冷卻對應的顯微組織，對應組織的定量統計結果列于表3?？梢钥闯觯?1) 水冷條件下，4種合金均包括α2和βo相，但對于Ti-42Al-5Mn合金，在該溫度下水冷后βo相區域析出一些針狀的${?}_{\mathrm{2}}^{\text{'}}$相，這主要是由于高溫β相在水淬過程發生切變馬氏體轉變所致[17]。隨著W的加入，該馬氏體轉變得到抑制。另外，與1200℃處理類似，在1300℃處理時，添加W后合金中βo相含量也得到顯著的增加，當x= 1.0時，組織中βo相含量約為未添加時的3倍。(2) 空冷條件下，4種合金中均包括γ、α2和βo相，其中γ相為針狀γp相，該現象與1200℃ (γ+α+β)三相區實驗結果類似。值得指出的是，與水冷組織相比，各成分合金β相區域體積分數均出現一定降低，α2相含量有所增加，且當x= 0.8和1.0時，β相區域體積分數降低最為顯著。表明，在空冷條件下，高溫β相除了發生β→γ相變外，還伴隨β→α相變，進而使得空冷條件對應組織中α2相增多，βo相含量減少。該現象與1200℃ (γ+α+β)三相區處理空冷后βo相含量變化行為存在明顯差異。(3) 爐冷條件下，4種合金組織均由α2/γ片層和晶團周圍的γg和βo相構成。與1200℃處理1 h爐冷結果不同，該條件下4種合金均獲得了一定數量的等軸片層組織。值得說明的是，添加W后片層組織晶團大小得到了明顯細化，分別由原始的52.9 μm減小至42.9 μm (x= 0.5)、37.3 μm (x= 0.8)、33.2 μm (x= 1.0)，且晶團周圍的γg和βo相含量也有明顯增加。

圖5

圖5Ti-42Al-5Mn-xW合金1300℃處理1 h后以不同方式冷卻的BSE像

Fig.5BSE images of Ti-42Al-5Mn-xW alloys withx= 0 (a1-a3),x= 0.5 (b1-b3),x= 0.8 (c1-c3), andx= 1.0 (d1-d3) after annealing at 1300oC for 1 h and then WC (a1-d1), AC (a2-d2), and FC (a3-d3) (Insets in Figs.5a1-d1 show the high magnified images)

表3Ti-42Al-5Mn-xW合金1300℃處理1 h后不同冷卻方式下的顯微組織定量統計結果 (volume fraction / %)

Table 3Quantitative statistical results of microstructures for Ti-42Al-5Mn-xW alloys treated at 1300oC for 1 h and then cooled with different methods

新窗口打開|下載CSV

3分析討論

3.1 W含量對Ti-42Al-5Mn-xW合金相變路線的影響

通常而言，在γ-TiAl合金基礎上添加β相穩定元素和降低合金中Al含量是發展易變形β凝固γ-TiAl合金的關鍵和前提[18]。有關Al含量對γ-TiAl合金相變路線的影響已得到廣泛研究[19]，但是對于β相穩定元素對合金相變路線的影響仍未得以完全澄清。一般地，β相穩定元素包括Cr、Mn、V、W、Mo、Fe和Nb等，且因各自在β相(或βo)中的固溶傾向差異，使得元素對β相穩定作用和合金相變行為影響也有所不同[20]。從本工作獲得的相變實驗結果可知，對于Ti-42Al-5Mn-xW合金，(0.5%~1.0%)W添加后并未改變其相變路線，固態相變路徑均為β→β+α→β+α+γ→β(βo) +α(α2) +γ→βo+α2+γ。另一方面，從DSC測試結果可發現(圖3)，(0.5%~1.0%)W合金化后會在一定程度上提高合金α→α2＋γ共析溫度(約10℃)，對γ相溶解溫度(Tγ-solv)和α相溶解溫度(Tα或Tβ)影響很小。該實驗規律與Nb的影響類似，文獻[21]中指出，Nb添加對α→α2+γ轉變溫度影響顯著大于Tα，具體如，對于Ti-45Al，當Nb含量由0分別提高至8%和10%時，共析轉變溫度由1119℃提高至1168和1264℃，提高幅度可達49和145℃。對于β穩定元素含量的繼續增加是否能進一步提升共析轉變溫度目前報道結果并不相同。如對于Ti-44Al[22]，當Mo含量由0增至1.65%，合金的α→α2+γ轉變溫度逐漸提高，由1100℃增加至1163℃，提高幅度為63℃，但隨著Mo含量進一步增加(如7%)，該轉變溫度并未發生明顯變化。這與上述Nb的影響并非一致。從整個合金相圖影響看，β穩定元素提高合金的α→α2+γ共析溫度與其將β相區擴至高Al區有關，這也是β相穩定元素提高共析轉變溫度的根本原因所在[21]。

圖6是采用Pandat計算軟件計算獲得的(0~2%)W含量的Ti-42Al-5Mn-xW合金相圖，包含α2、β與βo、L10-TiAl相(γ)及C14結構的Laves相。圖中豎線上對應的字母a、b、c分別對應x= 0.5和1.0合金采用DSC方法獲得的Teut、Tγ-solv、Tβ。由圖可知，隨著W含量的變化，Ti-42Al-5Mn合金相變路線發生一定變化，且合金低溫條件下的平衡組織與前文所述不同。具體地，x= 0合金凝固和固態相變路線為L→L +β→β→β+α→β+α+γ→β+α2+γ→α2+γ+ Laves，x= 0.5合金為L→L +β→β→β+α→β+α+γ→β+α2+γ→α2+γ+ Laves→βo+α2+γ+ Laves，x= 1.0合金為L→L +β→β→β+α→β+α+γ→β+γ→β+α2+γ→βo+α2+γ+ Laves。值得指出的是，計算結果表明，對于x= 0合金，高溫β單相區十分狹窄，幾乎表現出從(L +β)相區直接過渡至(β+α)相區，這與Tetsui等[9]和Xu等[14]實驗結果并不吻合。此外，通過對比實驗和計算獲得的特征轉變溫度發現，除了Tγ-solv與計算結果較為吻合外，Teut和Tβ數值相差較大。

圖6

圖6Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0~2)相圖計算結果

Fig.6Calculated phase diagram of Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0-2) (The investigated alloys with the nominal composition Ti-42Al-5Mn-0.5W and Ti-42Al-5Mn-1.0W are indicated by vertical lines. L—liquid; lettersa,b, andcindicateTeut,Tγ-solv, andTβ, respectively)

另一方面，計算結果也證實，隨著W的添加，合金的β單相區逐漸擴大，該結果也表明W添加可拓寬Ti-42Al-5Mn-xW合金的有效熱加工窗口，改善合金的熱加工性。對比不添加W或W添加量較低時的低溫相區可以看出，合金對應的平衡相為α2+γ+ Laves，而W添加量達到一定程度時(如圖中0.15%以上)，平衡相卻變為βo+α2+γ+ Laves，即部分βo相被保留了下來。一般來說，合金室溫組織保留的βo相是由于Mn、W、Nb等β穩定元素對高溫β相強烈的穩定作用，致使合金高溫冷卻過程中β→α相變無法完全轉變，進而使部分高溫β相保留至低溫形成βo相[20]，而僅通過降低TiAl合金中的Al含量無法將高溫β相保留至鑄態組織中[23]。換言之，室溫βo相應屬于β相的過飽和有序相，該相在一定熱激活條件下會發生進一步的平衡轉變。對于一些Nb含量較高的γ-TiAl體系，例如Ti-45Al-10Nb[24,25]、Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B[26]，合金中βo相在700~950℃溫度范圍內可發生βo→ωo(Ti4Al3Nb)和βo→γ2種轉變。而對于含Mn的Ti-42Al-5Mn合金[10]，βo相在近服役溫度下會析出γ和Laves相(C14結構的Ti(Mn, Al)2)，同時βo基體將完全轉變為α2相。據此也解釋了Ti-42Al-5Mn-xW合金近服役溫度下(600~900℃)的平衡相為α2+γ+ Laves，而非傳統意義上認為的βo+α2+γ。為進一步證實圖6中W對Ti-42Al-5Mn合金近服役溫度下的平衡相的影響，分析了Ti-42Al-5Mn-0.5W合金在800℃長期保溫720 h后合金中的相構成情況，顯微組織結果如圖7所示，圖7b中箭頭所指相的化學成分列于表4?？梢钥闯?，即使在800℃處理720 h條件下，合金對應組織仍由γ、α2、βo、Laves相構成，其中Laves相是一種富Mn貧W的相，屬于原βo相在熱激活條件下發生失穩轉變所產生的析出相，而βo相為一種富W相，由于W強烈的富集增加了該區域βo相的熱穩定性，確保部分βo相得以保存。對于W合金化的Ti-42Al-5Mn-xW合金βo相熱激活條件下的轉變行為與機理可參見文獻[27]。據此認為，800℃長期時效實驗結果與圖6中不同W含量Ti-42Al-5Mn-xW合金低溫區域相構成熱力學計算結果吻合。由于Laves相屬于一種長期時效后的析出相，因此在水冷、空冷、爐冷等冷卻條件下難以獲得，盡管如此，對于適宜W合金化的Ti-42Al-5Mn-xW合金，它在近服役溫度下的平衡相已由Ti-42Al-5Mn-xW合金的α2+γ+ Laves逐漸演變為βo+α2+γ+ Laves。上述系列研究結果表明，β凝固γ-TiAl合金中亞穩βo相的最終平衡相與合金成分存在直接關系，不同合金成分的βo相將對應不同的平衡相。鑒于亞穩βo相轉變行為近年才得到業內的關注，因此早期的一些TiAl相圖仍將βo相視為一種平衡相[22,23,28]。

圖7

圖7Ti-42Al-5Mn-0.5W合金800℃保溫720 h后的顯微組織

Fig.7Microstructures of Ti-42Al-5Mn-0.5W after aging at 800oC for 720 h

(a) EPMA-BSE image

(b) an enlarged view of the box in Fig.7a

(c) EBSD image

表4Ti-42Al-5Mn-0.5W經800℃處理720 h后原βo微區不同相EDS化學成分分析結果 (atomic fraction / %)

Table 4Chemical compositions of the different phases in the originalβoregion for the Ti-42Al-5Mn-0.5W after aging at 800oC for 720 h used by EPMA-EDS

新窗口打開|下載CSV

3.2 W含量對Ti-42Al-5Mn-xW合金片層組織的影響

通過對比(γ+α+β)三相區和(α+β)兩相區保溫后爐冷組織(圖4和5)發現，(γ+α+β)三相區處理時，0.5%~1.0%W添加會顯著降低Ti-42Al-5Mn-xW合金中的α2/γ片層組織，當W含量為0.8%和1.0%時，合金組織中幾乎以γ相和βo相為主，僅含有少量α2/γ片層組織。而(α+β)兩相區處理時，4種合金均為近片層組織，對比來看，x= 0合金片層晶團尺寸較大(約52.9 μm)，而W合金化后，片層晶團得到明顯細化，且細化效果隨著W含量由0.5%提高至0.8%和1.0%后逐漸增強(42.9 μm→37.3 μm→33.2 μm)。

W合金化對Ti-42Al-5Mn-xW合金片層組織產生影響與其對合金相變影響有關。本課題組[13]最近研究證實，Ti-42Al-5Mn-xW (x= 0~1.0)合金中，W在βo相中的富集傾向約為Mn的5.6倍，表明，W元素的β穩定作用幾乎是Mn的6倍。因此與Ti-42Al-5Mn合金相比，1200℃爐冷條件下，含W合金中，W在βo相中強烈的固溶傾向極大地增加了βo相的熱穩定性，進而在很大程度上抑制β→α轉變，α→α2+γ轉變隨之減少，片層組織含量也就更低。這與Singh等[29]報道的強β穩定元素Cr含量對Ti-45Al-8Nb合金相變行為影響結果類似，他們發現隨著Cr含量由0增至4%，鑄態組織由近片層已演變為γ晶粒和βo相為主的組織。但是從1200和1300℃ 2個特征溫度處理后緩慢冷卻(爐冷)對應的組織發現，強β元素W對Ti-42Al-5Mn-xW合金中片層組織含量影響還與處理溫度有關，在1300℃ (α+β)兩相區高溫處理后，緩慢冷卻時，即使在1%W添加條件下也可獲得片層組織為主的近片層組織(圖5d3)。對比4種成分合金在1200和1300℃保溫1 h后水冷、空冷組織發現，在1200℃ (γ+α+β)三相區處理時，空冷條件下，雖然高溫β相區域在冷卻過程中會發生少許β→γ轉變(圖5)，但原高溫β相區域對應的面積分數并未發生明顯變化，即該過程并未發生明顯的β→α轉變；不同的是，在1300℃ (α+β)兩相區處理時，W含量較高(如0.8%和1.0%)的Ti-42Al-5Mn-xW合金空冷后對應組織中β相含量較水冷組織明顯降低，即在空冷過程除了發生β→γ轉變外，還伴隨β→α轉變的發生。這主要是因為β→α轉變一方面與β相自身穩定性有關，另一方面也與高溫β→α相轉變動力學條件有關，由于β→α屬于高溫轉變，處理溫度越高，在緩慢冷卻過程中，高溫停留時間越長，β→α轉變也會越多，進而在低溫共析轉變時產生更多α2/γ片層組織。此外，W添加后可大幅增加高溫時合金中的β相含量(圖5)，該β相可以發揮足夠的釘扎α晶粒長大的作用，減弱α相長大傾向，冷卻過程中發生的β→α轉變原則上可形成12種不同位向的α變體[30]，這種被釘扎過的細小α變體在隨后冷卻過程中會繼續形成更細小的片層狀結構，從而使得含W合金片層晶團較Ti-42Al-5Mn合金更為細小。

4結論

(1) 隨著W含量由0.5%提高至1.0%，Ti-42Al-5Mn-xW合金Tβ和Tγ-solv溫度幾乎未發生變化，而Teut溫度有了小幅度的增加。

(2) 0.5%~1.0%W添加會在一定程度上影響Ti-42Al-5Mn-xW合金固態相變路線，隨著W含量的增加，因W元素較Mn具有更強的β穩定作用，合金近服役溫度下的平衡相由α2+γ+ Laves逐漸演變為βo+α2+γ+ Laves。

(3) W添加會對Ti-42Al-5Mn-xW合金片層組織特征產生顯著影響。在(γ+α+β)三相區處理時，隨著W含量的提高，合金緩冷后組織中片層含量顯著降低，當W含量為0.8%和1.0%時，合金組織以γ晶粒和βo相為主。在(α+β)兩相區處理時，合金緩冷后均為近片層組織，且隨著W含量由0.5%提高至1.0%，片層組織晶團得到明顯細化。