盧正冠1,2,吳杰1,徐磊,1,崔瀟瀟1,楊銳1

1988年Banerjee等[1]發(fā)現了金屬間化合物Ti2AlNb，以典型的正交結構(orthorhombic phase)為特征相，又稱O相合金，其Nb含量介于15%~27% (原子分數)[2,3]。Ti2AlNb合金是第二代Ti3Al系金屬間化合物合金，是目前國內外研究的熱點，也是最有工程應用潛力的高溫結構材料之一[4,5]。經過30年的研發(fā)，科研人員在Ti2AlNb合金的成分設計、相結構和相關系、熱加工工藝、顯微組織與力學性能等方面取得了較大進展[6,7,8,9]，Ti2AlNb合金已開始進入工程化應用階段。但由于Ti2AlNb合金熱變形抗力大，有效加工窗口窄，合金力學性能對化學成分和顯微組織非常敏感，制約了其大規(guī)模的推廣應用[10,11]。

在新型航空發(fā)動機減重設計的需求牽引下，國內近年來針對Ti2AlNb合金部件的成形進行了大量的工程化應用研究，但在制備航空發(fā)動機用鈦合金機匣等無縫環(huán)件的領域存在較大困難。制備此類異形環(huán)件，國外采用異形截面毛坯的精密軋制成形加脹形技術成形，材料利用率高；國內大都采用粗大的矩形截面毛坯進行軋制，機匣類零件材料利用率不足10%，成形精度存在著很大差距[12]。田偉等[13]研究Ti2AlNb環(huán)鍛件的成形工藝時發(fā)現，變形次數增加到8鐓8拔時才能保證組織的均勻性和材料良好的強塑性匹配。因此，由于Ti2AlNb合金的合金化程度高，變形抗力大，熔煉過程中出現的成分宏觀偏析等缺陷會影響后續(xù)的鍛造或焊接過程[14,15,16]，在制備具有較大尺寸和復雜結構的環(huán)形構件時，隨著鍛造步驟的增加，鑄錠變形量不斷累積，使材料發(fā)生失效開裂的風險迅速增加。

采用預合金粉末熱等靜壓工藝能夠解決鑄造Ti2AlNb合金宏觀成分偏析和微觀組織不均勻等問題，可以制備大尺寸復雜構件，且材料成分和微觀組織均勻，性能一致性好[17,18,19,20]。同時，用粉末冶金熱等靜壓成形的合金或構件內部有一些孔隙，而熱機械處理通常能愈合合金中的一些微小缺陷[21,22]。本課題組前期工作[23]表明，Ti2AlNb粉末合金具有良好的變形潛力，因此粉末冶金制坯+熱機械變形可以大大縮短變形加工周期、提高工藝性能，是解決Ti2AlNb大尺寸異形環(huán)件制備問題的潛在方法。

本工作采用預合金粉末熱等靜壓工藝制備Ti2AlNb粉末合金，考慮到大尺寸粉末坯料熱等靜壓過程中的不均勻致密化問題，通過優(yōu)化的熱壓制度制備粉末異形環(huán)坯。采用Gleeble熱機械模擬實驗分析了Ti2AlNb粉末合金的熱變形規(guī)律，用于指導大尺寸異形截面粉末冶金坯料的環(huán)軋成形，并通過實際Ti2AlNb異形環(huán)坯的環(huán)軋實驗及環(huán)軋后的組織與性能分析，驗證Ti2AlNb粉末制坯+環(huán)軋成形工藝的可行性。

1實驗方法

采用無坩堝感應熔煉超聲氣體霧化(electrode induction melting gas atomization，EIGA)法制備名義成分為Ti-22Al-24.5Nb-0.5Mo (原子分數，%)的預合金粉末。采用Mastersizer 2000型激光粒度儀測試粉末的粒度分布，在測試粉末粒度的同時，采用超聲振蕩使粉末充分分散，樣品測試3次以保證測試結果的準確性。圖1為本工作制備的Ti2AlNb粉末合金及異形環(huán)坯的粉末獨立粒度分布圖。粉末的粒度主要分布在0~250 μm，平均粒度為110 μm，曲線接近正態(tài)分布，這種大小顆粒混合分布的粉末有利于粉末的填充和振實。粉末合金的典型制備方法為[20]：在大氣環(huán)境中將Ti2AlNb預合金粉末裝入圓柱形低碳鋼包套(或異形環(huán)模具)內，經過振實、真空除氣和封焊等過程得到熱等靜壓坯料。圓柱包套(直徑40 mm)的熱等靜壓致密化成型在QIH-21型熱等靜壓爐中進行，熱等靜壓制度為1030 ℃、140 MPa、3 h。異形粉末環(huán)坯的熱等靜壓在RD(Z)-1-1250型熱等靜壓爐中進行，用粉量超過400 kg，環(huán)坯最大直徑D>800 mm，在到溫前30~50 ℃增設1 h的保溫臺階。實驗所用的預合金粉末和異形環(huán)坯的化學成分如表1所示。

圖1

圖1Ti2AlNb預合金粉末的獨立粒度分布

Fig.1Differential size distribution of Ti2AlNb pre-alloyed powder

表1Ti2AlNb預合金粉末及異形環(huán)坯的化學成分

Table 1Chemical compositions of Ti2AlNb pre-alloyed powder and special shaped ring billet

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采用S-3400N型掃描電鏡(SEM)表征Ti2AlNb預合金粉末的表面形貌。采用Gleeble-3800熱模擬試驗機進行高溫壓縮實驗，樣品種類包含Ti2AlNb鑄錠變形合金(wrought，鑄錠+1200 ℃單相區(qū)開坯)和粉末熱等靜壓態(tài)合金(HIP，圓柱形包套)。壓縮樣品尺寸為直徑8 mm、長10 mm，實驗溫度分別為930、980、1005、1030和1050 ℃，升溫速率5 ℃/s，保溫時間3 min，應變速率選取0.001、0.01、0.1和1 s-1，真應變0.69。

采用ABAQUS 6.13有限元軟件模擬Ti2AlNb粉末合金熱等靜壓致密化過程中的致密度(ρ)變化趨勢，第一種模擬參數是常規(guī)的包套尺寸(包套壁厚3 mm，填粉直徑40 mm)，另一種模擬參數參考了異形環(huán)坯尺寸(包套壁厚8 mm，填粉直徑100 mm)。為使樣品保溫，采用包套環(huán)軋工藝，包套為玻璃纖維。采用DK53K-700/600-4500/1000徑-軸向數控輾環(huán)機對Ti2AlNb粉末異形環(huán)坯進行軋制，軋制前保溫溫度為1035~1045 ℃。對軋制后的Ti2AlNb異形環(huán)進行熱處理，熱處理制度為980 ℃、2 h、AC (air cooling)+830 ℃、24 h、AC。采用Zwick/Roell-Z050和MTS E45.105型試驗機分別測試環(huán)軋本體取樣的室溫和650 ℃拉伸性能。采用VersaXRM-500型X射線三維成像系統(tǒng)(Micro-CT)對變形合金和粉末合金的組織均勻性進行表征[24]，采用S-3400N SEM表征Ti2AlNb粉末合金的顯微組織。從異形環(huán)本體切取500 μm厚的薄片，利用砂紙打磨至20~30 μm，采用Tenupol-5電解雙噴減薄儀減薄，雙噴液用甲醇、正丁醇、高氯酸按5∶3∶2比例混合，溫度-20 ℃，采用JEM-1400Plus型透射掃描電鏡分析顯微組織特征。

2實驗結果與討論

2.1樣品組織

Ti2AlNb預合金粉末的表面形貌如圖2所示，EIGA法制備的Ti2AlNb預合金粉末呈球形，表面存在發(fā)達的胞晶，呈現出典型的快速凝固的組織特征。從圖2中還可以看到衛(wèi)星球的形貌以及少量不規(guī)則形狀的顆粒，這是由于氣體霧化過程的制粉特點所致，衛(wèi)星球的存在及少量不規(guī)則球形的粉末對Ti2AlNb預合金粉末的填充和振實密度影響不大[17]。2種工藝制備的Ti2AlNb合金組織如圖3所示。

圖2

圖2Ti2AlNb預合金粉末的典型形貌

Fig.2Low (a) and high (b) magnified SEM images of Ti2AlNb pre-alloyed powder prepared by electrode induction melting gas atomization (EIGA) method

圖3

圖3Ti2AlNb熱變形樣品顯微組織的SEM像

Fig.3SEM images of microstructures of wrought (a) and hot isostatic pressing (HIP) (b) Ti2AlNb samples

2.2 Ti2AlNb異形粉末環(huán)坯的制備

對于異形環(huán)坯而言，不僅用粉量增加，包套厚度也需要增加以確保結構的穩(wěn)定性，尤其是保證模具在熱等靜壓過程中不失穩(wěn)。在Ti2AlNb大尺寸異形環(huán)坯(D>800 mm)的熱等靜壓過程中，包套壓力的屏蔽以及用粉量的差異會引起粉末合金內部的不均勻致密化，這種不均勻致密化是粉末合金熱等靜壓成形過程中存在的典型問題[25,26]。圖4給出了采用有限元軟件模擬2種尺寸包套熱等靜壓后的致密度結果。當包套壁厚為3 mm、填粉直徑為40 mm (半徑20 mm)時，包套中心處Ti2AlNb粉末合金的相對密度為99.2%~99.3%，整體密度分布均勻；當包套厚度為8 mm、填粉直徑達到100 mm (半徑50 mm)時，相對密度分布呈現明顯的層遞規(guī)律，最靠近底部芯部的致密度為98.7%，低于傳統(tǒng)包套尺寸的最低水平。前期工作[27]表明，填粉直徑增加會導致Ti2AlNb粉末合金的持久壽命下降22%，因此，通過有限元模擬結果可以看出，當包套壁厚和填粉直徑增加時，采用傳統(tǒng)的1030 ℃、140 MPa、3 h熱等靜壓工藝，Ti2AlNb異形環(huán)坯的不均勻致密化現象嚴重。

圖4

圖42種包套尺寸Ti2AlNb粉末合金的相對密度分布圖

Fig.4Relative density distributions of Ti2AlNb powder metallurgy (PM) alloy ond=3 mm,R=20 mm (a) andd=8 mm,R=50 mm (b) container conditions (d—thickness,R—radius）

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為了增加異形環(huán)坯的致密度，減少由于模具設計和模具尺寸引起的不均勻致密化現象，主要方法是優(yōu)化熱等靜壓制度，增加已有保溫時間或增設新的保溫保壓臺階。通過熱等靜壓在較高的溫度和壓力下保持足夠長的時間，使粉末合金的相對密度接近理論全致密度。在設計保溫臺階的同時，需考慮溫度和壓力的增加會影響模具的收縮變形，提升模具的失效風險，影響材料的組織性能等，最終采用同時升溫升壓的方式設計了改進的熱等靜壓參數，在980~1010 ℃區(qū)間增設1 h的保溫臺階，在1030 ℃保溫保壓3 h后爐冷至室溫。圖5給出了Ti2AlNb大尺寸異形環(huán)坯的顯微組織，表2給出了異形環(huán)坯本體取樣的拉伸性能。通過對比結果可以看出，制備的異形環(huán)坯的組織和拉伸性能與小尺寸圓柱形包套的參數一致，650 ℃、360 MPa條件下的平均持久壽命超過80 h，與小尺寸樣品無明顯差異，表明制備工藝合理可行。

圖5

圖5Ti2AlNb異形粉末環(huán)坯顯微組織的SEM像

Fig.5Low (a) and high (b) magnified SEM images of microstructure of Ti2AlNb PM special shaped ring billet

表2Ti2AlNb異形粉末環(huán)坯與圓柱包套在室溫和650 ℃的拉伸性能

Table 2Tensile properties of Ti2AlNb special shaped ring billet and cylindrical billet

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觀察不同溫度變形后的熱壓縮樣品宏觀形貌可以看出(圖7)，在應變速率$\dot{?}$=0.1 s-1、1030 ℃條件下2種合金變形后表面完整，當變形溫度下降至930 ℃，變形合金出現了嚴重的楔形裂紋。為了考察粉末合金的開裂行為，將熱壓縮溫度繼續(xù)降低，隨著變形溫度的降低，粉末合金可以承受更低的應變溫度而不開裂，在750 ℃熱變形后表面仍然光滑完整。熱機械模擬實驗是在等溫絕熱條件下進行的，變形窗口是理想狀態(tài)，而實際環(huán)軋變形時坯料在轉運、軋制等過程中難以避免出現溫降，從而引起坯料不均勻變形甚至出現裂紋和開裂現象。熱壓縮實驗中粉末合金在變形溫度降低200 ℃左右時仍能展現出良好的可加工性，這對提高后續(xù)的大尺寸坯料的變形效率和降低開裂風險大有益處。

圖7

圖7不同溫度熱壓縮實驗后Ti2AlNb樣品形貌

Fig.7Morphologies of Ti2AlNb samples after hot compression tests at different temperatures and 0.1 s-1

Ti2AlNb粉末合金這種變形不易開裂的特點與其均勻的微觀組織和材料成分有關。圖8給出了2種狀態(tài)合金在1030 ℃、1 s-1條件下熱壓縮實驗后的顯微組織，變形合金的初始晶粒粗大，在累積變形量最大的中心部位晶粒明顯細化，由于變形速率快，產生了明顯的剪切帶；粉末合金的初始晶粒細小，在經受較大形變以后，原本雜亂分布的晶粒產生了明顯的變形取向。圖8c和d是2種合金放大后的組織，兩相區(qū)熱變形發(fā)生O→α2+B2相轉變，粉末合金中次生α2相在O/B2相界面析出，初生α2相進一步長大，原本細小的晶粒形貌逐漸模糊或消失。而在變形合金中，可以觀察到長條狀的α2相，這與變形合金的初始形貌以及采用的變形工藝相關，單一方向巨大變形量累積引起的長條α2相組織在基體上形成α2/B2界面，較長的脆性相極大地增加了開裂風險，容易形成裂紋源，最終導致變形合金在低溫下的宏觀失效。

圖8

圖8熱壓縮實驗后Ti2AlNb顯微組織的SEM像

Fig.8Low (a, b) and high (c, d) magnified SEM images of microstructures of wrought (a, c) and HIP (b, d) Ti2AlNb alloys after 1030 ℃ and 1 s-1compression test

另一方面，通過X射線三維成像技術分析了2種合金內部的成分均勻性，結果如圖9所示。Ti2AlNb變形合金內部存在明顯的帶狀組織，遺傳了鑄造合金的組織特點，鍛態(tài)坯料易造成Al和Nb等合金元素沿鍛造流線方向偏析，形成輕-重元素并行的夾層結構。圖9b中粉末合金的組織分布均勻一致，這是由于預合金粉末在氣體霧化過程中冷卻速率極快，直接從液相通過非平衡凝固轉變?yōu)閬喎€(wěn)的B2相，合金元素分布均勻，基本無偏析，后續(xù)的熱等靜壓致密化過程中，粉末中的合金元素擴散均勻進行。因此在制備Ti2AlNb復雜構件的預變形坯料選擇上，預合金粉末熱等靜壓工藝得到的合金組織成分均勻，內部的協(xié)調變形能力更加可靠，相對于鍛造、擠壓、鈑金等熱加工方式表現出了極大的優(yōu)勢。

圖9

圖9Ti2AlNb合金的顯微CT圖

Fig.9Micro-CT pictures of wrought (a) and HIP (b) Ti2AlNb alloys

材料的變形能力與應變溫度、速率、變形量、材料組織等多種因素有關，在動態(tài)材料模型(dynamic materials model，DMM)中，應變速率敏感因子m值(m=∂lnσ/∂ln$\dot{?}$)可以給出材料在一定溫度條件下應力水平隨應變速率變化的規(guī)律[31]，可以直觀地看到應力水平波動的表現。圖10繪出了熱等靜壓態(tài)Ti2AlNb合金與變形合金的m值云圖。粉末合金的應變速率敏感因子分布不均勻，數值跨度大，說明其熱變形行為不穩(wěn)定，經過變形開坯的變形合金，其應變速率敏感因子分布均勻，m值較高的區(qū)間接近實際的熱變形參數范圍。這是因為，Ti2AlNb預合金粉末的制備是一個急速冷卻過程，粉末是由單一的亞穩(wěn)態(tài)B2相組成，這種亞穩(wěn)態(tài)相組成在兩相區(qū)熱等靜壓過程中達不到平衡態(tài)，粉末合金細小的晶粒組織也遺傳了預合金粉末顆粒中的胞晶形貌特點。因此，在Ti2AlNb合金的相變點溫度附近，粉末合金更容易發(fā)生相轉變和組織形貌變化，進而引起應力水平波動和變形穩(wěn)定性下降。粉末合金在進行熱壓縮實驗前未經變形，不同于已經完成開坯的變形合金，變形行為存在抖動。

圖 10

圖 10Ti2AlNb合金的應變速率敏感因子(m)比較

Fig.10Counter maps of strain rate sensitivity value (m) for HIP (a) and wrought (b) Ti2AlNb alloys

總結Ti2AlNb粉末合金的熱變形特點發(fā)現，Ti2AlNb粉末合金的熱變形能力強，熱加工窗口寬，粉末冶金工藝適合于制備異形截面的大尺寸環(huán)形毛坯。環(huán)軋是材料熱變形加工方法中控制難度較大的工藝步驟，對于Ti2AlNb這種難變形的脆性金屬間化合物，通常采取的是多道次小變形量的變形工藝，環(huán)軋一次成型具有很大難度[13]。在軋制溫度的選擇上，既要提高溫度，保證Ti2AlNb環(huán)坯在轉運、軋制過程中的溫降不會引起變形抗力的急劇增加，使軋制過程順利進行不發(fā)生開裂，又要避免過高的軋制溫度影響Ti2AlNb合金軋制后的組織性能。結合熱模擬壓縮實驗確定的基本變形溫度窗口以及參考鍛件的熱變形溫度，最終選擇1035~1045 ℃ (β單相區(qū)相變點以下20 ℃)作為Ti2AlNb異形粉末環(huán)坯的軋制前保溫溫度。

在實際環(huán)件的軋制過程中，材料在轉運過程中向空氣大量散熱，在軋制中與軋輥進行接觸式熱交換，溫降明顯，尤其是在環(huán)件的邊緣部位，如果保溫措施不當就會產生圖11a所示的結果，轉運時間過長會導致環(huán)坯迅速降溫，在坯料邊緣部位的溫度降低較為嚴重(圖11b)。由于坯料在轉運和軋制過程中，上下端部近表面處和棱角處溫度降低最快，考慮在環(huán)軋過程中增加保溫纖維棉進行軟包套軋制的方式保溫。采用改進的保溫措施(高溫涂料+玻璃纖維)及異形環(huán)環(huán)軋工藝，坯料通過輻射、對流和熱傳導向環(huán)境的散熱與軋制時的塑性變形熱同時作用，可以保證終軋溫度絕大部分在850 ℃以上。另一方面，異形環(huán)在不同高度的內外徑不一致會導致環(huán)軋過程中不同高度下的主輥與芯輥線速度不匹配，容易引起上下端變形不一致的問題，不同高度下的壁厚差異也會導致軋制力的變化。最終，通過改進和設計Ti2AlNb異形粉末環(huán)坯和環(huán)軋模具的尺寸，粉末環(huán)坯1火成型到位，截面收縮率約30%，尺寸滿足要求，無任何缺陷或裂紋產生，異形粉末環(huán)坯經機加后的形貌如圖11c所示。

圖11

圖11Ti2AlNb粉末環(huán)件的軋制圖片

Fig.11Rolling pictures of Ti2AlNb PM ring(a) rectangular ring with crack(b) ring rolling process of special shaped ring(c) special shaped ring after machining

2.4軋制后的組織與性能

圖12給出了熱變形前后Ti2AlNb粉末合金的組織變化。從圖12a和b可以清晰地看到，預合金粉末熱等靜壓工藝制備的Ti2AlNb合金具有明顯的細小晶粒結構，黑色的α2相占據晶界位置，晶粒內O相板條雜亂地分布在B2相基體，三相共存的晶粒特征遺傳了Ti2AlNb預合金粉末的顆粒胞晶組織，是由粉末冶金工藝特點決定的。經過約30%變形量(截面收縮率)的環(huán)軋成形后，Ti2AlNb合金的顯微組織如圖12c和d所示。由于累積變形量低，粉末合金沒有產生明顯的軋制取向。與未經熱變形的合金相比，α2相的尺寸明顯增大，以尺寸更大的塊體存在，產生粗化和球化；細小晶粒形貌逐漸消失，晶界特征不明顯。在熱變形溫度的兩相區(qū)整體發(fā)生O→α2+B2相變，基體中的灰色O相板條細化，O相體積分數明顯下降。由于粉末合金經過熱變形后的組織特點，材料的室溫拉伸強度上升，但塑性降低，如表4所示。

圖 12

圖 12Ti2AlNb異形粉末環(huán)坯軋制前后顯微組織的SEM像

Fig.12Low (a, c) and high (b, d) magnified SEM images of Ti2AlNb PM alloy

(a, b) HIP (c, d) HIP + ring rolled

表4Ti2AlNb異形環(huán)的拉伸性能

Table 4Tensile properties of Ti2AlNb special shaped ring

Note:HT—heat treatment, 980 ℃, 2 h, AC (air coolilng)+830 ℃, 24 h, AC

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Ti2AlNb合金在溫度變化時會發(fā)生B2→α2和B2→O的可逆相變，從而使合金的力學性能對顯微組織與相組成敏感。前期工作[9]表明，固溶溫度在980 ℃時，Ti2AlNb粉末合金具有最佳的力學性能匹配，由于合金顯微組織的變化，通過參考鑄錠變形合金的熱處理制度[4,8,27]，時效溫度選擇在830 ℃。固溶溫度980 ℃位于Ti2AlNb合金的三相區(qū)(935 ℃<${?}_{\mathrm{B}2+{?}_2+\mathrm{O}}$<1001 ℃)，時效溫度830 ℃在兩相區(qū)(TB2+O<935 ℃)。圖13a所示為環(huán)軋樣品的高倍組織。可以看到，熱變形后促進了粉末合金的組織轉變。塊狀α2相經980 ℃、2 h、AC+830 ℃、24 h、AC熱處理后，塊狀的α2相在原位發(fā)生分解，生成B2+O相的細小網籃結構(圖13b)，次生O相呈納米級的針狀。熱等靜壓態(tài)Ti2AlNb粉末合金的晶粒結構在熱處理后重新恢復，初生O相在晶界處長大，整體形成了近O+B2的兩相組織。

圖13

圖13Ti2AlNb異形粉末環(huán)坯熱處理前后的顯微組織

Fig.13SEM images of Ti2AlNb PM alloy after HIP+ring rolled process (a) and HIP+ring rolled+HT process (b, c)

圖14給出了熱變形引起的組織變化。Ti2AlNb粉末合金的O板條較為粗大(圖14a)，軋制成形后O相細化(圖14b)，α2相析出。這是由于變形引起的位錯更容易在滑移系較多的B2相運動，當位錯驅動力繼續(xù)增強，B2相會以嵌入的姿態(tài)分割粗大的O相板條，導致O板條變短變窄，一定數量的次生針狀α2相在相變過程中沿O相析出。經熱處理后，大量次生O相沿α2/B2界面析出，經熱變形細化的初生O相板條經擴散后長大(圖14c)。熱變形+熱處理后的作用使得Ti2AlNb異形粉末環(huán)組織中的O板條先細化再長大，形成球狀、板條狀和針狀的多種O相結構。影響Ti2AlNb合金性能的關鍵因素包括O相的寬度和長度[20]，因此O相的細化和均勻分布是改善Ti2AlNb合金強韌性的關鍵因素。經熱處理后形成的O+B2近兩相組織具有良好的強韌性匹配，室溫塑性得到顯著改善，異形環(huán)的整體性能優(yōu)于未經熱變形的粉末合金。

圖14

圖14Ti2AlNb粉末合金的TEM像

Fig.14TEM images of Ti2AlNb alloy after HIP (a), HIP+ring rolled (b) and HIP+ring rolled+HT (c) processes

3結論

(1) 采用預合金粉末熱等靜壓工藝制備的Ti2AlNb合金具有均勻的組織和化學成分及良好的熱變形能力，因此能夠比鑄錠變形合金承受更低的變形溫度(約200 ℃)而不開裂，但應力抖動受溫度和應變速率影響敏感。

(2) 通過增設熱等靜壓工藝的保溫保壓臺階成功制備出全致密的Ti2AlNb異形粉末環(huán)坯，環(huán)軋保溫采用玻璃纖維軟包套，保溫溫度1030~1045 ℃，異形環(huán)坯經2~3火次可軋制成形，軋制后粉末合金坯料表面光滑、變形均勻、過程無裂紋產生。

(3) 熱變形促使Ti2AlNb粉末合金的O板條細化和α2相球化，提高了Ti2AlNb粉末合金的拉伸強度，經固溶+時效熱處理后，與未變形粉末合金相比，異形環(huán)的拉伸塑性顯著改善，強塑性匹配良好。

來源--金屬學報