B/Y復(fù)合微合金化高溫鈦合金顯微組織及性能研究

劉瑩瑩，徐繼澤，韓秀全，王富鑫，張書銘，付明杰

（1. 中國航空制造技術(shù)研究院， 北京 100024；2. 航空工業(yè)沈陽飛機(jī)工業(yè)（集團(tuán)）有限公司，沈陽 110850）

高溫鈦合金因其高的比強(qiáng)度、比剛度及優(yōu)異的耐高溫性能等優(yōu)點(diǎn)，是航空航天中極具應(yīng)用潛力的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料[1-2]。目前成熟使用的高溫鈦合金材料耐溫極限為600 ℃，傳統(tǒng)高溫鈦合金材料的開發(fā)大多是以發(fā)動(dòng)機(jī)的需求為牽引，主要關(guān)注材料的長時(shí)蠕變性能、熱穩(wěn)定性及疲勞性能，過去為了保證合金優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，高溫鈦合金中對(duì)β 穩(wěn)定元素的添加有嚴(yán)格的限定[3]。臨近空間飛行器作為循環(huán)使用次數(shù)遠(yuǎn)小于飛機(jī)的飛行器，所用鈦合金體系更關(guān)注材料在高溫、大應(yīng)力作用下的強(qiáng)度極限和短時(shí)蠕變與持久性能，其應(yīng)用條件與航空鈦合金體系應(yīng)用環(huán)境存在明顯的不同；且其結(jié)構(gòu)形式也有別于航空發(fā)動(dòng)機(jī)，對(duì)高溫鈦合金材料規(guī)格品種、性能的需求亦不同[4-5]。因此，迫切需要針對(duì)臨近空間飛行器結(jié)構(gòu)零部件的溫度和力學(xué)性能需求開展新型高溫鈦合金材料研制。研究指出，不同類型鈦合金中添加微量元素B、Y 均可以有效細(xì)化合金組織，尤其凝固組織細(xì)化效果顯著，同時(shí)也可以改善加工性，提升材料性能[6-8]。本文在近α 型高溫鈦合金體系基礎(chǔ)上，通過調(diào)整Al、Mo 當(dāng)量，添加微量合金元素B、Y，設(shè)計(jì)出了一種新型耐650 ℃高溫鈦合金材料，并對(duì)其開展了凝固過程、凝固態(tài)顯微組織研究。分析了不同溫度下合金熱變形過程中顯微組織演變規(guī)律，獲得了室溫及650 ℃拉伸性能，為臨近空間飛行器用新型高溫鈦合金材料的開發(fā)提供了參考和數(shù)據(jù)積累。

1 試驗(yàn)及方法

試驗(yàn)用材為中國航空制造技術(shù)研究院研制的高溫鈦合金材料，其合金名義成分及其相轉(zhuǎn)變溫度如表1 所示。不同變形溫度的合金鑄錠尺寸規(guī)格為Ф60 mm×120 mm，采用的鍛造設(shè)備為500 t 快速等溫鍛造液壓機(jī)，為避免鍛造前保溫過程中合金鑄錠的過分氧化，鍛造保溫前需對(duì)各個(gè)高溫鈦合金鑄錠表面進(jìn)行防氧化涂覆處理，防氧化涂料采用鈦合金精鍛專用玻璃防護(hù)潤滑劑T0 - 12。初始鍛造變形溫度為1010 ℃和1060 ℃，初始應(yīng)變速率為0.01 s-1，鍛造變形方式為單步軸鍛一次成形，總變形量≥80%，為避免鍛造過程中的嚴(yán)重溫降，壓機(jī)內(nèi)爐保溫至800 ℃，鍛后隨爐冷卻至室溫。獲得的鍛件輪廓尺寸為Ф140 mm×25 mm。將鍛件沿縱向切成二等分，在鍛件心部、1/2 半徑和邊緣處分別取樣進(jìn)行顯微組織分析。顯微組織觀察采用日本OLYMPUSBX41M 金相顯微鏡 （OM）。顯微組織觀察前對(duì)試樣分別進(jìn)行打磨 （200 ～ 1000 目水磨砂紙）、拋光 （SiO2懸浮液）和腐蝕 （Kroll 腐蝕劑3% HF + 6%HNO3+ 91% H2O （體積分?jǐn)?shù)），腐蝕5～8 s）處理。室溫、高溫拉伸試樣均取自鍛件1/2 半徑處。拉伸試樣采用標(biāo)距為Ф3 mm×30 mm 的圓柱體標(biāo)準(zhǔn)試樣。

表1 本研究中高溫鈦合金名義成分及相轉(zhuǎn)變溫度Table 1 Nominal composition and phase transition temperature of the high temperature titanium alloy in this study

2 結(jié)果與討論

2.1 B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金的顯微組織及相組成

未添加B/Y 元素和添加稀土元素Y 及B/Y 復(fù)合添加的高溫鈦合金凝固態(tài)顯微組織如圖1（a） ～（c）所示。圖1（d）為β 單相區(qū)退火后的B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金顯微組織?？梢钥闯?，未添加B/Y 元素和單一添加Y 元素后，高溫鈦合金凝固態(tài)顯微組織差別較小，均表現(xiàn)為典型的網(wǎng)籃組織，原始β 晶粒粗大，晶界α 相平直，晶內(nèi)α 片層呈現(xiàn)兩種不同生長形態(tài)。凝固初期，熔體溫度高，過冷度小，晶內(nèi)α 片層形核驅(qū)動(dòng)力不足，垂直于晶界α 相的方向上形成了平行排布的粗大α 片層；隨著凝固過程的進(jìn)行，過冷度增大，晶內(nèi)α 相不斷形核長大，形成交叉排布的編織網(wǎng)籃狀α 片層。同時(shí)，在原始β 晶界處及晶內(nèi)發(fā)現(xiàn)有微米級(jí)黑色顆粒析出相，初步推斷為凝固過程中元素Y 內(nèi)氧化形成的富稀土氧化物相。在微量元素Y 的基礎(chǔ)上進(jìn)一步引入元素B 后，可以發(fā)現(xiàn)在高溫鈦合金β 晶界上形成了鏈狀包裹的TiB 增強(qiáng)相，β 晶粒發(fā)生了顯著的細(xì)化，平均晶粒尺寸由640 μm細(xì)化至120 μm。由于β 晶粒的限制作用，晶內(nèi)析出的α片層長徑比減小，厚度變化并不明顯。對(duì)經(jīng)B/Y 復(fù)合微合金化的高溫鈦合金進(jìn)行β 單相區(qū)退火熱處理發(fā)現(xiàn) （圖1（d）），原始β 晶界處鏈狀TiB 和顆粒稀土氧化物析出相有效地釘扎了β 晶界，阻礙了熱處理過程中界面的移動(dòng)，使得在相轉(zhuǎn)變溫度以上熱處理后β 晶粒尺寸不發(fā)生明顯變化。

圖1 Y 微合金化和B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金顯微組織Fig.1 Microstructure of Y microalloyed and B/Y composite microalloyed high temperature titanium alloy

圖2 為B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金高倍掃描（SEM）顯微組織及析出相能譜 （EDS）測試結(jié)果。其中寬大的暗色片層為α 相，α 相間分布的白色片層為β相，TiB 析出相以亮色針狀形貌分布于原始β 晶界附近。通過對(duì)TiB 附近的顆粒狀析出相進(jìn)行EDS 分析發(fā)現(xiàn)，這些顆粒析出相中富含元素Y、O 和Si。

圖2 B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金SEM 顯微組織及EDS 分析Fig.2 SEM microstructure and EDS analysis of B/Y composite microalloyed high temperature titanium alloy

2.2 B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金凝固過程分析

圖3 為B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金凝固結(jié)晶過程。結(jié)合Ti -Y、Ti -B 二元相圖[9-10]分析，Y 微量添加時(shí)凝固過程發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變，不形成α -Y 和β -Ti 共晶組織，但因其高的化學(xué)活性，凝固初期便與O 內(nèi)氧化形成高熔點(diǎn) （約2430 ℃）稀土氧化物相，先于β 相形核析出[11-12]。形成的稀土氧化物顆粒一方面作為彌散細(xì)小第二相可有效釘扎相界，抑制初生β 相的粗化，另一方面也可能作為異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)初生β 相的形核。當(dāng)凝固溫度降至β相形核溫度時(shí)，β 相開始析出，由于Y、B 在β 相中固溶度都很小，析出β 相的同時(shí)，部分未完全內(nèi)氧化的Y 原子與B 原子被排斥至固液界面前沿，引發(fā)成分過冷，使周圍熔體界面不穩(wěn)定，進(jìn)一步促進(jìn)了β 新相的形核。當(dāng)凝固溫度進(jìn)一步降低至Ti -B 相圖共晶點(diǎn)溫度時(shí)，固液界面處富集的B 原子與剩余液相結(jié)合發(fā)生共晶反應(yīng)，生成鏈狀TiB 相包裹在初生β 相周圍，隨著凝固過程的進(jìn)一步推進(jìn)，這些β 晶界處的鏈狀TiB 相和稀土氧化物相可有效地釘扎晶界，阻礙β 晶界的遷移長大，從而大幅細(xì)化β 晶粒尺寸。當(dāng)凝固溫度降低至兩相轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，β 相中開始析出次生α 相，由于此時(shí)熔體中已經(jīng)包含TiB 和稀土異質(zhì)相，這部分異質(zhì)相有可能作為形核質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)次生α 相的析出。通過研究TiB 和稀土相與α -Ti 的位相關(guān)系，已證實(shí)凝固初期形成的TiB 和Y2O3均與α -Ti 存在著一定的位相關(guān)系，其中TiB 和α -Ti 存在（001）TiB‖（0001）α 和[010]TiB‖<11-20>α 的 位 向關(guān)系，Y2O3與Ti 基體間存在多種位向關(guān)系[13-17]。此外，由于初生β 晶粒的細(xì)化，析出次生α 相的生長空間也得到了限制，使得晶內(nèi)次生α 相生長方向變得更加隨機(jī)。

圖3 B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金凝固結(jié)晶過程Fig.3 Solidification and crystallization process of B/Y composite microalloyed high temperature titanium alloy

2.3 不同變形溫度下B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金的顯微組織演變

圖4 為Y 微合金化和B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金在α + β 相區(qū)鍛造后鍛餅沿鍛造方向中心、1/2 半徑和邊緣部位的顯微組織。1010 ℃鍛造時(shí)，Y 微合金高溫鈦合金和B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金處在兩相共存的溫度區(qū)間，變形時(shí)由于溫降的存在，組織中存在一定含量的初生α 相，由于不同位置處變形量的差異，心部變形量最大，初生α 相流線形貌最為顯著，α 相沿合金流動(dòng)方向呈明顯帶狀分布，部分初生α 相被壓扁破碎成分離狀。邊緣變形量有限，初生α 相發(fā)生扭轉(zhuǎn)粗化。但整體來看，單步軸向鍛造時(shí)初生α 片層變形過程中較難發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶內(nèi)動(dòng)態(tài)析出的次生α 相更易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從圖4（a）、（b）、（d）、（e）中可以看出，心部和1/2 半徑處變形量較大，晶內(nèi)動(dòng)態(tài)析出的次生α 相球化效果更為明顯。結(jié)合高溫鈦合金成分分析，本研究中兩種高溫鈦合金組分中均存在較多的β 穩(wěn)定元素，合金變形過程中主要為初生α 相，溫降產(chǎn)生的次生α 相及較多殘余β 相參與變形，變形機(jī)制為兩相協(xié)調(diào)變形，由于初生α 相尺寸較大，變形過程中破碎再結(jié)晶球化所需變形儲(chǔ)存能較大，由于次生α 相是合金變形過程中動(dòng)態(tài)析出的，尺寸、取向均有利于發(fā)生破碎和動(dòng)態(tài)球化。因此，隨著變形量的加大，這部分次生α 相逐漸發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶球化。對(duì)比圖4（c）和（f）可以看出，相同變形條件下，經(jīng)B/Y 復(fù)合微合金化的高溫鈦合金中次生α 相的球化程度更高。這與微量B 引入的鏈狀TiB 增強(qiáng)相有關(guān)。變形過程中，微米TiB 增強(qiáng)相的周圍累積了高密度的位錯(cuò)并形成“顆粒變形區(qū) （PDZs）”從而促進(jìn)基體α 相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核。因此，在B/Y 復(fù)合后的高溫鈦合金不同變形位置處可觀察到不同程度次生α 相球化的現(xiàn)象。對(duì)比Y 微合金化和B/Y 復(fù)合微合金化合金變形后顯微組織，可以看出，組織中初生α 相含量存在明顯差異，這主要與兩種不同合金相轉(zhuǎn)變溫度的差異有關(guān)。Y 微合金化合金相轉(zhuǎn)變溫度較低，為1015 ℃，B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金相轉(zhuǎn)變溫度為1035 ℃，鍛造合金鑄錠預(yù)熱至1010 ℃時(shí)，B/Y 復(fù)合微合金化合金中初生α 相含量更高，加之變形過程中的溫降，因此，變形后組織中存在較多的帶狀α 相。

圖4 1010 ℃鍛造后高溫鈦合金鍛坯沿鍛造方向金相顯微組織Fig.4 Microstructure of the high temperature titanium alloy forging blank along the forging direction after 1010 ℃ froging

圖5 為單相區(qū)1060 ℃鍛造的Y 微合金化和B/Y復(fù)合微合金化高溫鈦合金鍛餅沿鍛造方向中心、1/2 半徑和邊緣部位的金相顯微組織。可以看出，Y 微合金化合金由于相轉(zhuǎn)變溫度較低，1060 ℃變形時(shí)，合金整體顯微組織形貌仍以片層狀為主。心部由于變形量較大，冷卻過程中晶界析出的晶界α 相發(fā)生破碎和再結(jié)晶，形成晶界等軸細(xì)晶帶。由于變形量較大，除晶界析出的次生α 相參與變形外，隨變形過程的進(jìn)行，心部晶內(nèi)析出的次生α 相也參與了變形，但由于這部分α 相參與變形較晚，殘余變形量不足以支撐其發(fā)生完全再結(jié)晶，以等軸混合扭曲片層形貌為主。1/2 半徑處可以看出原始β相沿金屬流動(dòng)方向發(fā)生明顯的壓扁，晶內(nèi)α 片層發(fā)生了粗化。這主要是由于相比于心部，1/2 半徑處變形量有限，α 片層未發(fā)生再結(jié)晶，僅發(fā)生粗化并呈壓扁破碎趨勢。邊緣處由于變形量較小，僅晶界α 相發(fā)生了再結(jié)晶球化，晶內(nèi)α 片層來不及發(fā)生變形，與凝固態(tài)組織接近，為網(wǎng)籃狀形貌。對(duì)比Y 微合金化和B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金變形態(tài)組織，可以看出，由于B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金相轉(zhuǎn)變溫度較高，1060 ℃變形時(shí)，變形溫度很容易降入兩相區(qū)，引起晶界α 相和次生α 片層的析出，因此，相比于Y 微合金化合金，B/Y 復(fù)合微合金化合金1060 ℃變形過程中參與變形的α 相更多，同時(shí)TiB 增強(qiáng)相的存在，變形過程中這些α 相更易發(fā)生再結(jié)晶球化，使B/Y 復(fù)合微合金化合金1060 ℃變形后整體組織形貌接近等軸狀。心部變形量較大，變形過程中α片層球化驅(qū)動(dòng)力更大，因此等軸α 相含量更高，邊緣由于變形量較小，晶內(nèi)α 片層發(fā)生扭曲變形，再結(jié)晶程度較低，呈短棒狀形貌。

圖5 1060 ℃鍛造后高溫鈦合金鍛坯沿鍛造方向金相顯微組織Fig.5 Microstructure of the high temperature titanium alloy forging blank along the forging direction after 1060 ℃ forging

2.4 B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金的拉伸性能

1010 ℃、1060 ℃鍛造后的Y 微合金化高溫鈦合金（01#）和B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金（02#）的室溫和650 ℃拉伸性能見圖6?？梢钥闯?，兩相區(qū)鍛造后合金室溫性能表現(xiàn)出了明顯的優(yōu)勢，其中Y 微合金化高溫鈦合金1010 ℃變形后室溫強(qiáng)度、塑性均得到了提升，相比單相區(qū)變形，抗拉強(qiáng)度提升了6%，塑性提升了12%。B/Y復(fù)合微合金化高溫鈦合金1010 ℃變形后室溫強(qiáng)度提升了8%，塑性略微下降。而在650 ℃拉伸時(shí)，合金性能變化規(guī)律與室溫相反，兩相區(qū)變形后的強(qiáng)度低于單相區(qū)變形，塑性表現(xiàn)較高。其中Y 微合金化和B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金單相區(qū)變形后650 ℃抗拉強(qiáng)度提高了4%，延伸率分別下降了10%和14%。對(duì)比發(fā)現(xiàn)，相比于Y 單一微合金化，B/Y 復(fù)合微合金化后合金的室溫、高溫強(qiáng)度均有一定提升，其中兩相區(qū)變形后，B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金室溫抗拉強(qiáng)度提升4%，650 ℃抗拉強(qiáng)度提升17%；單相區(qū)變形后，室溫抗拉強(qiáng)度提升3%，650 ℃抗拉強(qiáng)度提升18%?？梢钥闯觯?jīng)B/Y 復(fù)合微合金化后，高溫鈦合金性能得到改善，高溫強(qiáng)度提升更為明顯。

圖6 高溫鈦合金不同溫度鍛造后的室溫和650 ℃拉伸性能Fig.6 Room temperature and 650 ℃ tensile properties of high temperature titanium alloy forged at diffe ent temperatures

高溫鈦合金中由于β 相穩(wěn)定元素含量較低，合金顯微組織中α 相的形態(tài)是影響其室溫、高溫強(qiáng)塑性的關(guān)鍵因素[14]。等軸α 相含量較高時(shí)，變形過程中滑移可在多個(gè)α 相中同時(shí)進(jìn)行，有效緩解了局部變形應(yīng)力集中，因此高的等軸α 相含量的組織能承受更大的變形，表現(xiàn)出較高的塑性能力，但強(qiáng)度較低。片層α 相含量較高時(shí)，α/β 相界面增多，位錯(cuò)滑移阻力較大，位錯(cuò)容易在界面處塞積，合金強(qiáng)度表現(xiàn)較高[15]。結(jié)合兩種合金在不同溫度變形后的顯微組織進(jìn)行分析，兩相區(qū)變形后，Y 微合金化高溫鈦合金和B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金組織中次生α 相均發(fā)生了不同程度的再結(jié)晶球化，組織中等軸α 相含量較高，室溫拉伸時(shí)協(xié)調(diào)變形能力強(qiáng)，因此合金室溫塑性表現(xiàn)較高。而單相區(qū)變形后合金顯微組織為等軸α、片層α 相的混合組織，室溫拉伸變形過程中協(xié)調(diào)性較差，室溫下表現(xiàn)為高拉伸強(qiáng)度和低塑性，650 ℃拉伸時(shí)由于晶界強(qiáng)度的下降，等軸組織強(qiáng)度反而表現(xiàn)較低。對(duì)比Y 微合金化高溫鈦合金和B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金的力學(xué)性能，添加微量B 后形成的TiB 增強(qiáng)相細(xì)化了合金原始β 相，變形的過程中促進(jìn)了α 相的再結(jié)晶球化，有效地改善了合金綜合性能，尤其是650 ℃拉伸強(qiáng)度提升明顯。但在室溫變形過程中，增強(qiáng)相的引入也更容易引起位錯(cuò)塞積，在一定程度上造成了室溫塑性的損傷。

3 結(jié)論

（1）B/Y 微量復(fù)合添加后，在高溫鈦合金β 晶界上形成了鏈狀包裹的TiB 增強(qiáng)相，β 晶粒發(fā)生了顯著的細(xì)化，平均晶粒尺寸由640 μm 細(xì)化至120 μm。晶內(nèi)析出的α 片層長徑比減小，厚度變化并不明顯。原始β 晶界處鏈狀TiB 和顆粒稀土氧化物析出相有效地釘扎了β晶界，阻礙了熱處理過程中界面的移動(dòng)，使得β 相轉(zhuǎn)變溫度以上熱處理后β 晶粒尺寸不發(fā)生明顯變化。

（2）B/Y 復(fù)合微合金化高溫鈦合金凝固過程中稀土氧化物顆粒先于β 相形核析出，一方面形成稀土相的過程中，元素Y 產(chǎn)生的成分過冷作用可細(xì)化組織，另一方面稀土相可充當(dāng)β 相形核質(zhì)點(diǎn)，進(jìn)一步細(xì)化原始β 晶粒，TiB 晶須在β 相形成后析出，主要通過元素B 成分過冷及TiB 對(duì)β 晶界的釘扎作用來細(xì)化組織。

（3）單向鍛造后，鍛坯不同位置處顯微組織呈現(xiàn)明顯差異，在兩相區(qū)鍛造時(shí)，初生α 相含量較多，變形過程中沿著金屬流動(dòng)方向被壓扁拉長，中心部位由于變形量較大，初生α 相發(fā)生了破碎，其形貌接近球狀，1/2 半徑和邊緣部位由于變形量較小，流線形貌特征顯著。TiB增強(qiáng)相的存在一定程度上促進(jìn)了變形過程中次生α 相的球化；β 鍛造后可以發(fā)現(xiàn)合金的β 晶粒沿著金屬流動(dòng)方向被拉長，變形晶粒內(nèi)部可見細(xì)片層狀和短棒狀α 組織。中心部位變形程度較大，原始β 晶粒壓扁程度較大，冷卻過程中晶內(nèi)析出了細(xì)小α 片層。

（4）B/Y 復(fù)合加入明顯細(xì)化了高溫鈦合金組織，改善了合金綜合性能，尤其650 ℃拉伸強(qiáng)度提升明顯，但較大長徑比晶須的存在導(dǎo)致合金室溫塑性略微降低。