熱變形參數(shù)對Ti2AlNb基合金片層組織演變的影響

李君珺，曾衛(wèi)東，薛 晨

(西北工業(yè)大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072)

大型整體構件能有效提高結構效率、減輕結構質量、縮短生產(chǎn)周期和降低生產(chǎn)成本[1]。雙性能整體葉盤因其整體服役條件苛刻和各部位性能要求的不同，要求葉片為等軸組織，輪盤為網(wǎng)籃組織的理想組織分布[2]。而獲得該種組織的核心技術是先通過高溫變形獲得網(wǎng)籃組織，然后在葉片部位的兩相區(qū)變形獲得等軸組織。因此，研究片層組織在變形過程中的動態(tài)球化是制備雙性能整體葉盤的關鍵。Ti2AlNb基合金具優(yōu)異的高溫力學性能[3]，研究表明，經(jīng)熱處理得到的B2相基體上分布著O相片層的合金具有最佳的綜合性能，其等軸組織細小均勻，蠕變抗力和高周疲勞性能好，是理想的雙性能整體葉盤候選材料[4-7]。選用具有片層組織的Ti2AlNb坯料，通過變形使葉片部位的O相球化，是加工Ti2AlNb基合金雙性能整體葉盤技術的關鍵。

BOEHLET[8]研究發(fā)現(xiàn) O+B2相僅存在于 875~1010 ℃溫度區(qū)間，如何在狹小的加工區(qū)域獲得理想的Ti2AlNb基合金組織，成為研究的挑戰(zhàn)。眾多科研工作者對Ti2AlNb基合金力學性能進行研究，已有的動態(tài)球化的研究則常見于鈦合金中[9-11]。目前有關Ti2AlNb基合金組織動態(tài)球化的研究尚未見公開報道。本文作者用定量分析方法揭示兩相區(qū)等溫鍛造階段的變形溫度、變形速率及變形量對合金片層組織球化的影響。其目的是為Ti2AlNb基合金兩相區(qū)的動態(tài)球化提供較為全面的理論和實踐指導。

1 實驗

試驗用Ti2AlNb基合金棒材尺寸為d216 mm×130 mm，其名義成分為 Ti-22Al-25Nb，化學成分(摩爾分數(shù)，%)如下：22.3Al，25.7Nb，430×10-6O，52×10-6N，9×10-6H，其余為Ti。圖1所示為原始棒材的組織。由基體相B2+片層O相組成。棒材加工成d8 mm×12 mm的圓柱體，在Gleeble-3500熱/力模擬試驗機進行等溫恒應變速率壓縮變形，取變形溫度分別為930、950和970 ℃；變形速率分別為0.001、0.01、0.1和1 s-1；變形量分別為0.3、0.5和0.7，保溫 3 min，壓縮后水冷。將試樣沿軸線對半剖開，在光學顯微鏡和掃描電鏡上觀察剖面顯微組織。用Image-pro Plus軟件統(tǒng)計O相的體積分數(shù)(VO)、片層平均長度(Length)、片層平均厚度(Width)以及長寬比(Feret ratio)，3個觀察點統(tǒng)計后取均值得到實驗結果。本試驗中長寬比閥值(Feret ratio)取為2，低于該值的O相被認為已經(jīng)球化[12]。

圖1 Ti2AlNb基合金原始棒材的微觀組織Fig. 1 Microstructure of initial bar for Ti2AlNb alloy

2 結果與分析

2.1 變形量的影響

圖2所示為變形量對Ti2AlNb基合金組織的影響。圖 3所示為 950 ℃、0.1 s-1條件下不同變形量時Ti2AlNb基合金的變形組織。由圖2和3可知，變形量對Ti2AlNb基合金組織球化的影響最為顯著。隨著變形量的增大，O相的形態(tài)明顯改變，片層O的動態(tài)球化程度不斷增大。變形量為0.3(見圖3(a))時，大量長片層組織逐漸失去原始的網(wǎng)籃交織分布特征，部分O相出現(xiàn)斷裂，還可以發(fā)現(xiàn)少量扭曲的片層O相，但球化O相較少，變形程度為0.5時(見圖3(b))，大量長片層組織斷裂，O相長度也有所減小，O相動態(tài)球化程度提高，片層O通過彎折或旋轉更傾向于垂直于壓縮方向排列，在垂直于壓縮方向保留著一些長片層組織；變形程度為0.7時(見圖3(c))，O相變短變粗，長條組織基本小時，大量O相出現(xiàn)明顯等軸化。ZHOU[13]發(fā)現(xiàn)當變形量達到0.6時TC17中出現(xiàn)等軸組織，變形量達0.8時α組織才能完全球化。而本研究中Ti2AlNb基合金球化的臨界變形量在0.3~0.5之間，在0.7時幾乎完全球化。影響合金球化程度的原因很多：本研究中Ti2AlNb基合金片層的厚度比TC17的更小，在變形過程中更易彎折或斷裂；另外相比于鈦合金，Ti2AlNb基合金的各向異性更小，這些有利于該合金的片層組織球化。

變形量增大促進O相球化的原因是：O相片層的球化是一種動態(tài)再結晶過程[14]。一方面，變形量的增加為片層組織的彎折破碎提供能量，增加了組織的畸變。小變形時，僅不穩(wěn)定的片層兩端完成界面遷移，完成動態(tài)再結晶，能量較高的片層芯部受金屬流動方向和豎直壓力兩正交力作用下，發(fā)生彎折破碎(見圖3(b)箭頭處)，形成新的失穩(wěn)界面。變形速率一定時，增大變形量延長了合金在高溫停留的時間，由物質擴散引起的O/B2界面遷移越充分，晶粒串狀片層越多(見圖3(c)箭頭所指)；小變形供給合金能量小且合金元素不充分擴散，片層組織球化率低，球化僅發(fā)生在不穩(wěn)定的片層兩端，整體再結晶和界面遷移不易發(fā)生。

圖2 變形量對Ti2AlNb基合金組織的影響Fig. 2 Influence of deformation degrees on microstructure of Ti2AlNb based alloy

圖3 950 ℃、0.1 s-1條件下不同變形量時Ti2AlNb基合金的變形組織Fig. 3 Microstructures of Ti2AlNb alloy deformed at 950 ℃and 0.1 s-1 with different deformation degrees: (a) 0.3; (b) 0.5;(c) 0.7

2.2 變形溫度的影響

圖4所示為變形量0.3、0.001 s-1條件下不同加熱溫度對Ti2AlNb基合金的顯微組織的影響。表1所列為不同溫度下Ti2AlNb基合金的各項顯微組織參數(shù)。從圖4和表1可以看到，隨著變形溫度的升高，O相逐漸向B2相轉變，O相的體積分數(shù)逐漸減少。溫度升高，合金的分子運動加劇，因此片層組織更易于球化。這點與(α+β)兩相鈦合金溫度升高時，α相溶解向β相轉變是相似。

圖4 變形量0.3、應變速率0.001 s 條件下不同加熱溫度對Ti2AlNb基合金的顯微組織的影響Fig. 4 Microstructures of Ti2AlNb alloy deformed at deformation degree of 0.3 and stain rate of 0.001 s-1 with different deformation temperatures: (a) 930 ℃; (b) 950 ℃

表1 不同溫度下Ti2AlNb基合金的各項顯微組織參數(shù)Table 1 Microstructure parameters of Ti2AlNb alloy under different deformation temperatures

變形溫度的升高也會促進片層O相組織的球化行為。張志芳等[15]在對TC6進行研究時提到：鈦合金中片狀α向等軸α轉變需要兩個基本條件：變形和加熱。比較表1中的球化率可以發(fā)現(xiàn)，同一應變速率和變形量下，溫度的升高利于O相片狀組織的球化。同時在圖4中可看到在變形量為0.3、應變速率為0.001 s-1條件下， 930 ℃時合金中出現(xiàn)了部分彎折現(xiàn)象和部分破碎的等軸組織，片層變短，而當溫度升高到950 ℃時，O相的片層組織也出現(xiàn)了較為明顯的球化現(xiàn)象?？梢婋S溫度的升高分子間作用力的減小，分子間由熱傳遞獲得的更大的動能降低了組織的穩(wěn)定性，合金元素的界面遷移更充分。從表1中還可以看到，當溫度增加到970 ℃時，球化率明顯提高，這主要是由于在Ti-22Al-25Nb合金中，970 ℃在O+B2/α2+B2+O相變點附近。在O+B2兩相區(qū)，O相主要以片層的形態(tài)析出，而在α2+B2+O三相區(qū)，O相主要以等軸的形態(tài)析出[16]。因此，隨著變形溫度的升高，尤其是在970 ℃變形時，合金更容易球化。因此，溫度對Ti-22Al-25Nb合金的片層O相組織的球化過程也會產(chǎn)生影響：應變速率和變形量相同的情況下，隨變形溫度的升高，片層結構彎折破碎的程度越高，球化率越高，但變形溫度的球化行為的影響不如變形量的顯著。

2.3 應變速率的影響

圖5 930 ℃、變形量0.7、不同應變速率下Ti2AlNb基合金的變形組織Fig. 5 Microstructures of Ti2AlNb alloy deformed at 950 ℃,deformation degree of 0.7 with different strain rates: (a) 0.001 s-1; (b) 0.01 s-1

圖5所示為930 ℃、變形量0.7、不同應變速率下Ti2AlNb基合金的變形組織。圖5應變速率對O相顯微組織的影響表明：應變速率的增大不利于 Ti2AlNb基合金組織球化的進行。片層球化的最佳應變速率介于0.001~0.01 s-1之間。變形量一定時，應變速率與變形時間呈反比。減小應變速率將延長組織變形時間。在高應變速率下，由于較慢的原子擴散速率或者不充分的擴散時間片層很難通過界面遷移實現(xiàn)球化，因而受強烈剪切等作用直接形成的球化小片層組織可能成為主要來源。從圖5中可以看出明顯的片層彎折特征。片層彎折處是位錯塞積和缺陷集中的地方，孫新軍[17]研究發(fā)現(xiàn)，片層彎曲節(jié)點是動態(tài)球化的形核優(yōu)先位置之一且片層往往從彎折處分離。但在低溫或者高應變速率的條件下顯著的片層彎折現(xiàn)象又在一定程度上說明了界面的遷移十分緩慢。在較低的應變速率下，由于較快的擴散速率或充分的擴散時間，界面遷移將更徹底，片層沿相內(nèi)界面發(fā)生斷裂和斷裂小片層球化更加顯著，而界面遷移也是動態(tài)球化的最后一個階段，強烈的界面遷移將提高動態(tài)球化動力學速率以及球化的效果。另一方面，低應變速率下，大量位錯可獲得足夠能量產(chǎn)生攀移重新分布，以較快的動態(tài)回復促進片層內(nèi)部迅速形成小角度亞晶界，而這些小角度晶界是片層相內(nèi)界面形成的開端，因此較低的應變速率也將促使片層組織的動態(tài)球化。

3 結論

1) 變形量對Ti2AlNb基合金影響最大，組織的球化率隨變形量的增大近似呈線性增長。該合金球化的臨界變形量在0.3~0.5之間，在變形量為0.7時合金完全球化，其球化相比于普通鈦合金更容易。

2) 兩相區(qū)930~970 ℃變形的Ti2AlNb基合金隨變形溫度的升高，初生片層O相向基體B2相轉變，O相體積分數(shù)降低，球化率升高。在變形溫度為970 ℃時，球化更容易，這主要是由于變形溫度在O+B2/α2+B2+O相變點附近。

3) 在0.001~1 s-1的應變速率范圍內(nèi)，在較低的應變速率下，較快的擴散速率或充分的擴散時間使界面遷移更加徹底，片層沿相內(nèi)界面發(fā)生斷裂和斷裂小片層球化就更顯著。片層球化的最佳應變速率介于0.001~0.01 s-1之間。

[1] 郭鴻鎮(zhèn), 姚澤坤, 虢迎光, 劉廣義, 李圓春. 等溫精密鍛造技術的研究進展[J]. 中國有色金屬學報, 2010, 20(1): 570-576.GUO Hong-zhen, YAO Ze-kun, GUO Ying-guang, LIU Guang-yi, LI Yuan-chun. Research progress of isothermal precision forging technology[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(1): 570-576.

[2] WANG Kai-xuan, ZENG Wei-dong, ZHAO Yong-qing, SHAO Yi-tao, ZHOU Jian-hua, WANG Xiao-ying, ZHOU Yi-gang.Quantitative analysis on microstructural evolution of lamellar alpha phase in titanium alloy during hot working[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2010, 39(4): 565-569.

[3] BANERJEE D. The intermetallic Ti2AlNb[J]. Progress in Materials Science, 1997, 42: 135-158.

[4] 沈 健. AA7005鋁合金的熱加工變形特征[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 11(4): 593-597.SHEN Jian. Hot deformation behaviors of AA7005 aluminium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2001, 11(4):593-597.

[5] 李世瓊, 張建偉, 梁曉波, 程云君. Ti3Al和Ti2AlNb基合金的研究與應用[J]. 中國有色金屬學報, 2010, 20(1): 104-109.LI Shi-qiong, ZHANG Jian-wei, LIANG Xiao-bo, CHENG Yun-jun. Research and application of Ti3Al and Ti2AlNb based alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010,20(1): 104-109.

[6] MAO Y, LI S, ZHANG J, ZOU D, ZHONG Z. Microstructure and tensile properties of orthorhombic Ti-Al-Nb-Ta alloys[J].Intermetallics, 2000, 8(5/6): 659-662.

[7] 孫嫣然, 段輝平, 康 寧. Er對Ti-16Al-27Nb合金組織和性能的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 21(11): 2769-2774.SUN Yan-ran, DUAN Hui-ping, KANG Ning. Effect of Er on microstructure and properties of Ti-16Al-27Nb alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(11):2769-2774.

[8] BOEHLET C J. The phase evolution and microstructural stability of an orthorhombic Ti-23Al-27Nb alloy[J]. Journal of Phase Equilibria, 1999, 20: 101-108.

[9] SESHACHARYULU T, MEDEIROS S C, MORGAN J T. Hot deformation mechanisms in ELI Grade Ti-6A1-4V[J]. Scripta Materialia, 1999, 41(3): 283-288.

[10] WU Chen-bao, YANG He, FAN Xiao-guang, SUN Zhi-chao.Dynamic globularization kinetics during hot working of TA15 titanium alloy with colony microstructure[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21: 1963-1969.

[11] LI Ding-qing, WRIGHT S I, BOEHLET C J. The grain boundary character distribution of a fully orthorhombic Ti-25Al-24Nb(at.%) alloy[J]. Scripta Materialia, 2004, 51:545-550.

[12] WANG Kai-xuan, ZENG Wei-dong, ZHAO Yong-qing, ZHOU Yi-gang. Modeling the quantitative correlation between the microstructure and mechanical properties in titanium alloys[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2011, 40(5): 784-787.

[13] 周 軍, 曾衛(wèi)東, 舒 瀅. 應用熱加工圖研究TC17合金片狀組織球化規(guī)律[J]. 稀有金屬材料與工程, 2006, 35(2): 266-269.ZHOU Jun, ZENG Wei-dong, SHU Ying. Study on globularization of lamellar α structure in TC17 titanium alloy during hot deformation using processing map[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2006, 35(2): 266-269.

[14] 徐 斌. 基于加工圖理論的 O相合金高溫變形機理研究[D].西安: 西北工業(yè)大學, 2007: 231-320.XU Bing. Research on elevated temperature deformation mechanism of O phase based processing map theory[D]. Xi’an:Northwestern Polytechnical University, 2007: 231-320.

[15] 張志芳, 劉占勝. 關于TC6鈦合金α相形態(tài)變化行為的研究[J]. 稀有金屬材料與工程, 1991, 20(1): 32-36.ZHANG Zhi-fang, LIU Zhan-sheng. Research on evolution behavior of α phase of TC6 titanium alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 1991, 20(1): 32-36.

[16] XUE Chen, ZENG Wei-dong, WANG Wei, LIANG Xiao-bo,ZHANG J W. Quantitative analysis on microstructure evolution and tensile property for the isothermally forged Ti2AlNb based alloy during heat treatment[J]. Mater Sci Eng A, 2013, 573:183-189.

[17] 孫新軍. 鈦合金片層組織的等軸化規(guī)律及超細晶鈦合金超塑性的研究[D]. 北京: 清華大學, 1999: 32-53.SUN Xin-jun. Rearch on the equiaxial rules of lamellar structure and the superplasticity of ultrafine of titanium alloy[D]. Beijing:Tsinghua University, 1999: 32-53.