(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料超塑性變形行為及顯微組織演變

來曉君1,2，邱培坤，呂維潔，韓遠飛

(1.上海鈦尤金屬科技有限公司，上海 200240；2.浙江嘉鈦金屬科技有限公司，嘉興 314200;3.上海交通大學金屬基復合材料國家重點實驗室，上海 200240)

0 引 言

非連續(xù)增強鈦基復合材料具有制造成本低，比強度、比模量高，抗高溫氧化、抗蠕變性能優(yōu)良等特點，在航空、國防、船舶、汽車等工業(yè)領域有著廣泛的應用前景[1-3]。隨著高推重比航空發(fā)動機的發(fā)展，傳統(tǒng)600 ℃高溫鈦合金，如IMI834、Ti-1100和Ti6242S等，已很難滿足高溫服役要求[4-6]，而非連續(xù)增強近α鈦基復合材料有望取代傳統(tǒng)高溫鈦合金成為航空發(fā)動機領域的新型戰(zhàn)略性結構材料。然而，該鈦基復合材料中含有陶瓷顆粒增強相，這就導致其存在熱加工變形抗力大，對變形溫度、應變速率、冷卻速率等工藝參數(shù)敏感，后續(xù)加工性能差等問題，不宜采用常規(guī)方法進行加工。由于非連續(xù)增強鈦基復合材料保留了部分基體鈦合金的性能特點，能夠在一定溫度和變形條件下實現(xiàn)超塑性變形而不發(fā)生頸縮斷裂。因此，發(fā)展新型超塑性成形工藝，有利于解決其常規(guī)熱加工成形能力差的問題，對實現(xiàn)重大工程用鈦基復合材料構件的精密成形具有重要意義[7]。

近年來，國內(nèi)外學者開展了諸多關于非連續(xù)增強鈦基復合材料超塑性成形技術的研究。美國賴特帕特森空軍研究發(fā)現(xiàn)，在900 ℃、0.003 s-1變形條件下，Ti-6Al-4V-0.1B合金的伸長率達646%；合金中生成的TiB相主要分布在晶界和相界，能夠起到阻礙晶界/相界滑移、細化晶粒的作用[8]。ROY等[9]研究發(fā)現(xiàn)，原位生成的TiB相會影響鈦合金變形過程中的球化機制，從而細化晶粒，提高其超塑性成形性能。ALABORT等[10]制備得到了具有優(yōu)異低溫(550600 ℃)超塑性的硼元素改性鈦合金。MACHIDA等[11]研究了含3%(體積分數(shù))超細TiC顆粒的TiC/TC4鈦合金復合材料氫化處理后的超塑性變形性能，發(fā)現(xiàn)其在900 ℃、初始應變速率3×10-2s-1條件下，伸長率最大可達497%；通過熱軋和再結晶退火可以將初始網(wǎng)籃組織轉變?yōu)榈容S組織，有利于改善該復合材料的超塑性。陸成杰[12]研究發(fā)現(xiàn)，含3%(體積分數(shù))TiBw的擠壓態(tài)TiBw/TC4鈦合金復合材料，在950 ℃、0.001 s-1條件下，能夠獲得365%的最大伸長率。WANG等[13]對TiB、TiC增強Ti-1100鈦合金復合材料的超塑性變形行為進行了系統(tǒng)研究，在此基礎上，李麗[14]研究了不同初始組織的顆粒增強7715D系鈦基復合材料的超塑性，發(fā)現(xiàn)等軸組織復合材料的最大伸長率為802%，網(wǎng)籃組織復合材料的最大伸長率為625%。

IMI834鈦合金是目前應用最為成熟的高溫鈦合金之一，可在600 ℃長期服役[4]。在其基礎之上開發(fā)的(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料具有優(yōu)異的高溫瞬時強度和抗蠕變性能，有望突破鈦合金的熱障溫度，使服役溫度提升至700～750 ℃，在武器裝備、航空發(fā)動機葉片制造等領域得到了廣泛關注[15-16]。到目前為止，關于(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料的研究報道局限于通過調(diào)控增強相成分及基體組織改善其高溫力學性能方面[17-19]，而有關熱成形性能的研究開展較少，特別是超塑性變形研究鮮有報道。因此，為了進一步擴大其應用范圍，作者對(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料進行超塑性變形，研究了不同溫度和初始應變速率對其變形行為及顯微組織的影響，以便為其超塑成形質量控制提供理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗原料為海綿鈦(純度99.5%)，海綿鋯(純度99.5%)，結晶硅(純度99.5%)，純鋁(純度99.9%)，中間合金TiSn65、AlNb、AlMo，TiB2粉末(純度99.0%)和LaB6粉末(純度99.0%)。按照所設計的成分配比將原料混合均勻，并在液壓機下壓制成電極，隨后將預制電極裝入VCF-10型真空自耗電弧爐中熔煉，得到(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料鑄錠。復合材料基體為近α系高溫鈦合金Ti-6.6Al-4.6Zr-4.6Sn-1Mo-0.9Nb-0.32Si(質量分數(shù)/%)，增強相TiB和La2O3的體積分數(shù)分別為2.5%和0.1%，通過鈦和TiB2、LaB6原位反應生成，反應方程為

(1)

(2)

為了消除鑄態(tài)粗大晶粒，在1 160 ℃，即β單相區(qū)(該復合材料相變點為1 020 ℃)對復合材料進行開坯鍛造；然后在980 ℃(α+β兩相區(qū))進行等溫鍛造，鍛造總變形量在80%85%；在1 010 ℃(近β相區(qū))進行6道次熱軋，道次間壓下量依次為5，3，2 mm，總變形量約80%，終軋溫度為950 ℃，得到厚度為5 mm的板材；最后在700 ℃退火處理2 h。

1.2 試驗方法

利用線切割機在復合材料板上沿軋制方向切取尺寸為10 mm×10 mm×5 mm的試樣，經(jīng)機械研磨、拋光后，采用D8/ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析。采用配有能譜儀(EDS)的Mira3型場發(fā)射掃描電子顯微鏡，通過背散射電子(BSE)成像觀察顯微組織。采用CMT6504型高溫電子試驗機進行高溫拉伸試驗，試驗溫度分別為850，900，950，1 000 ℃，初始應變速率為0.005 0，0.001 0，0.000 5 s-1。拉伸試樣的形狀及尺寸如圖1所示。拉伸試驗前，通過蘸取法在試樣表面均勻包裹一層高溫抗氧化玻璃-陶瓷涂層，用烘干箱烘干，防止試樣氧化。將試樣安裝在拉伸桿上，并以20 ℃·min-1的速率將電阻爐升溫至試驗溫度以下150 ℃，隨后以10 ℃·min-1的速率升溫至試驗溫度，待溫度穩(wěn)定且保溫5 min后進行拉伸試驗，試樣拉斷后立即噴水淬火，保存組織以便觀察。超塑性高溫拉伸試驗結束后，分別在試樣夾持端(未變形區(qū))、標距段小變形區(qū)和斷口附近3個區(qū)域截取縱截面試樣，經(jīng)研磨和拋光后，在VibroMet2型振動拋光機上振動拋光3 h，采用SEM的電子背散射衍射(EBSD)附件進行組織觀察，利用HKL Channel 5軟件分析EBSD數(shù)據(jù)。

圖1 超塑性高溫拉伸試樣的形狀和尺寸Fig.1 Shape and size of superplastic high temperaturetensile specimen

2 試驗結果與討論

2.1 初始顯微組織與物相組成

由圖2和表1可以看出：復合材料的顯微組織主要由α-Ti、TiB和La2O3相組成，無TiB2和LaB6的衍射峰，說明鈦和TiB2、LaB6粉末已完全反應；TiB增強相(點A)呈短纖維狀，長度方向與軋向一致;此外基體中還彌散分布著細小的(TiZr)xSi顆粒(點B)。

圖2 (TiB + La2O3)/IMI834鈦基復合材料的初始顯微組織及XRD譜Fig.2 Initial microstructure (a) and XRD pattern (b) of (TiB + La2O3)/IMI834 titanium-based titanium-based composite

表1 點A和點B的EDS分析結果(質量分數(shù))

2.2 超塑性變形行為

由圖3可以看出：不同溫度和應變速率下，復合材料變形初期的應力均隨著應變量的增加迅速上升，達到峰值后則逐漸下降；相同應變速率下，變形溫度越高，峰值應力越??；相同溫度下，應變速率越大，峰值應力越大。由于變形初期位錯迅速增殖，材料發(fā)生加工硬化，變形抗力提高。隨著變形程度的增加，位錯在應力和溫度作用下發(fā)生滑移和攀移，正負位錯相互抵消，位錯密度降低，材料發(fā)生明顯軟化，從而使流變應力大幅度下降。在900 ℃、0.001 0 s-1及950 ℃、0.005 0 s-1條件下，復合材料變形后期出現(xiàn)了二次硬化現(xiàn)象，推測是因為材料在變形后期發(fā)生頸縮時，其位錯因受到TiB增強相的阻礙而發(fā)生塞積，從而導致硬化現(xiàn)象。

由表2可以看出：復合材料的斷后伸長率與溫度和應變速率并不成單調(diào)變化關系；應變速率較低(0.000 5 s-1)時，復合材料的斷后伸長率隨溫度升高先減小后增大；應變速率較高(0.001 0～0.005 0 s-1)時，斷后伸長率隨溫度升高則先增大后減小,說明在較高應變速率下，最大斷后伸長率向高溫區(qū)移動。在超塑性變形過程中，升高溫度能夠提高原子的擴散能力和晶界的變形協(xié)調(diào)能力，但當溫度升高到一定程度時，晶粒易長大粗化，使材料的變形協(xié)調(diào)能力降低，進而導致塑性下降。變形溫度在900～1 000 ℃時，復合材料的斷后伸長率隨著應變速率的增加先增大后減小，且均在0.001 0 s-1應變速率下獲得最大斷后伸長率，其中，在900 ℃、0.001 0 s-1變形條件下，復合材料的斷后伸長率最大，為505%。復合材料表現(xiàn)出應變速率敏感性，較高或較低的應變速率均不利于其超塑性變形：高應變速率容易導致位錯纏結，阻礙位錯運動；低應變速率下，晶粒在高溫時易發(fā)生粗化，且變形過程中產(chǎn)生的孔洞等缺陷會發(fā)生長大、聚合，導致材料提前斷裂。

表2 不同溫度和應變速率下(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料的斷后伸長率

2.3 應變速率敏感系數(shù)和變形激活能

超塑性變形時，材料的流變應力與應變速率、變形溫度等存在以下關系[20]，即

(3)

材料的變形激活能與其變形機制密切相關，將變形激活能與晶界擴散激活能和晶格擴散激活能對比，即可推斷出材料的變形機制[21-22]。對式(3)進行變換得到

(4)

(5)

取真應變?yōu)?.2時對應的流變應力，通過式(5)計算得到復合材料在8501 000 ℃時的m值。由圖4(a)可知，在試驗溫度范圍內(nèi)復合材料的m值不低于0.30，且隨著溫度的升高，m值呈增大趨勢，說明復合材料具有較好的超塑性性能。

由圖4(b)可以看出，在0.005 0，0.001 0，0.000 5 s-1應變速率下，復合材料的變形激活能分別為475，485，515 kJ·mol-1，均明顯高于α-Ti和β-Ti的[9](分別為170，153 kJ·mol-1)，表明該復合材料的主要超塑性變形機制不是晶界擴散，而是位錯蠕變和動態(tài)再結晶控制機制[12,21]。TiB增強相和(TiZr)xSi顆粒的存在阻礙了超塑性變形過程中的位錯滑移和晶粒轉動，同時也起到了釘扎晶界、限制晶粒長大的作用，從而限制了基體變形。

2.4 超塑性變形過程中的組織演變

由圖5可以看出：在復合材料未變形區(qū)域，片層α相與等軸α相并存，TiB短纖維幾乎全部平行于拉伸方向排列，該區(qū)域存在大量小角度晶界，這是由

圖4 (TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料超塑性變形時和s-T-1曲線Fig.4 Curves of (a) and s-T-1 (b) of (TiB+La2O3)/IMI834 titanium-based composite during superplastic deformation

圖5 950 ℃、0.001 0 s-1下(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料超塑性變形后不同區(qū)域的晶粒取向、晶界及取向差分布Fig.5 Grain crystal orientations (a,d,g), grain boundaress (b,e,h) and orientation difference distribution (c,f,i) of different regions of (TiB+La2O3)/IMI834 titanium-based composite after superplastic deformation at 950 ℃, 0.001 0 s-1: (a-c) undeformed area; (d-f) small deformation area and (g-i) area near the fracture

于其熱處理后未發(fā)生塑性變形，僅發(fā)生了靜態(tài)回復和再結晶，因此只有少量片層組織轉變?yōu)榈容S組織；小變形區(qū)域的原始片層α相大部分已等軸化，平均晶粒尺寸約為5.6 μm，小角度晶界減少，大角度晶界增多，且該區(qū)域出現(xiàn)較多孔洞缺陷；由于斷口附近變形量較大，該區(qū)域α相已完全等軸化，晶粒進一步細化，平均晶粒尺寸約為5.2 μm，小角度晶界大部分轉變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，同時孔洞缺陷增多。小角度晶界轉變?yōu)榇蠼嵌染Ы缰饕c動態(tài)再結晶形核、變形晶粒等軸化有關[22]。復合材料板原始晶粒及晶界處含有較多的亞結構，變形儲能較高，在高溫變形過程中會成為再結晶晶粒形核質點；同時，TiB增強相附近較高的位錯密度也能夠為再結晶形核提供驅動力：兩者共同促進了復合材料的動態(tài)再結晶。由于晶粒轉動和晶界滑移，變形晶粒逐漸等軸化，小角度晶界逐漸轉變?yōu)榇蠼嵌染Ы?。一般認為，晶界滑移和晶粒轉動均為單個晶粒的行為，各個晶粒運動的加和構成晶粒群的整體轉動。單個片層組織則很難獨立發(fā)生轉動和移動，而是多個片層組成一個變形單元進行運動。當運動受阻時，該變形單元就會發(fā)生扭轉以協(xié)調(diào)變形，若受阻并產(chǎn)生應力集中，則會促進片層發(fā)生動態(tài)再結晶。

孔洞是超塑性變形過程中的一種常見缺陷，是材料發(fā)生失穩(wěn)斷裂的重要因素之一。該復合材料中的孔洞多在晶界三角交界處以及增強相端部形核，這是由于超塑性變形過程中，晶界遷移至三角晶界處和增強相端部時難以繼續(xù)滑動而產(chǎn)生應力集中，進而導致孔洞形成。

增強相附近由于變形不協(xié)調(diào)形成的孔洞稱為一次孔洞。在變形開始時，由于增強相的空間約束，其附近因變形不協(xié)調(diào)而產(chǎn)生應力集中和位錯塞積。這一方面促進了再結晶形核，另一方面導致增強相和基體發(fā)生開裂，形成一次孔洞。由于再結晶形核位置大多位于增強相附近，新晶粒在長大過程中對一次孔洞起到彌補作用，這對超塑性變形是有利的?；w變形不協(xié)調(diào)形成的孔洞稱為二次孔洞，這種孔洞通常在變形后期形成，位于基體晶粒之間。

綜上所述，動態(tài)再結晶對該復合材料的超塑性變形起著重要作用。晶界滑動和轉動是超塑性變形的主要變形機制，等軸組織較片層組織更有利于協(xié)調(diào)變形[20]。在超塑性變形過程中鈦合金晶粒會不斷長大，但TiB等第二相的引入可以產(chǎn)生誘發(fā)形核效應[23]，產(chǎn)生更多細小等軸晶粒，這不僅有利于超塑性變形的進行，也保證了加工完成后材料組織仍均勻細小。

3 結 論

(1) (TiB+La2O3)/IMI834鈦基復合材料主要由α-Ti、TiB和La2O3相組成，基體中彌散分布有細小(TiZr)xSi顆粒。

(2) 在850～1 000 ℃，初始應變速率0.000 5～0.005 0 s-1變形條件下，復合材料具有較好的超塑性，斷后伸長率超過300%；最佳超塑性變形條件為900 ℃、0.001 0 s-1，斷后伸長率達505%；隨應變速率增加，復合材料的流變應力和變形激活能增大；試驗條件下，復合材料的應變速率敏感系數(shù)均高于0.30，且隨著溫度升高呈增大趨勢。

(3) 隨變形程度增加，復合材料中片層α相逐漸等軸化，小角度晶界向大角度晶界轉變，晶粒交界處和增強相附近孔洞缺陷增多；晶粒轉動、晶界滑動和動態(tài)再結晶為該復合材料超塑性變形的主要機制；原始晶粒及晶界較高的變形儲能和增強相附近較高的位錯密度共同促進了復合材料的動態(tài)再結晶。