热变形参数对Ti2AlNb基合金片层组织演变的影响

李君珺，曾卫东，薛 晨

(西北工业大学 凝固技术国家重点实验室，西安 710072)

大型整体构件能有效提高结构效率、减轻结构质量、缩短生产周期和降低生产成本[1]。双性能整体叶盘因其整体服役条件苛刻和各部位性能要求的不同，要求叶片为等轴组织，轮盘为网篮组织的理想组织分布[2]。而获得该种组织的核心技术是先通过高温变形获得网篮组织，然后在叶片部位的两相区变形获得等轴组织。因此，研究片层组织在变形过程中的动态球化是制备双性能整体叶盘的关键。Ti2AlNb基合金具优异的高温力学性能[3]，研究表明，经热处理得到的B2相基体上分布着O相片层的合金具有最佳的综合性能，其等轴组织细小均匀，蠕变抗力和高周疲劳性能好，是理想的双性能整体叶盘候选材料[4-7]。选用具有片层组织的Ti2AlNb坯料，通过变形使叶片部位的O相球化，是加工Ti2AlNb基合金双性能整体叶盘技术的关键。

BOEHLET[8]研究发现 O+B2相仅存在于 875~1010 ℃温度区间，如何在狭小的加工区域获得理想的Ti2AlNb基合金组织，成为研究的挑战。众多科研工作者对Ti2AlNb基合金力学性能进行研究，已有的动态球化的研究则常见于钛合金中[9-11]。目前有关Ti2AlNb基合金组织动态球化的研究尚未见公开报道。本文作者用定量分析方法揭示两相区等温锻造阶段的变形温度、变形速率及变形量对合金片层组织球化的影响。其目的是为Ti2AlNb基合金两相区的动态球化提供较为全面的理论和实践指导。

1 实验

试验用Ti2AlNb基合金棒材尺寸为d216 mm×130 mm，其名义成分为 Ti-22Al-25Nb，化学成分(摩尔分数，%)如下：22.3Al，25.7Nb，430×10-6O，52×10-6N，9×10-6H，其余为Ti。图1所示为原始棒材的组织。由基体相B2+片层O相组成。棒材加工成d8 mm×12 mm的圆柱体，在Gleeble-3500热/力模拟试验机进行等温恒应变速率压缩变形，取变形温度分别为930、950和970 ℃；变形速率分别为0.001、0.01、0.1和1 s-1；变形量分别为0.3、0.5和0.7，保温 3 min，压缩后水冷。将试样沿轴线对半剖开，在光学显微镜和扫描电镜上观察剖面显微组织。用Image-pro Plus软件统计O相的体积分数(VO)、片层平均长度(Length)、片层平均厚度(Width)以及长宽比(Feret ratio)，3个观察点统计后取均值得到实验结果。本试验中长宽比阀值(Feret ratio)取为2，低于该值的O相被认为已经球化[12]。

图1 Ti2AlNb基合金原始棒材的微观组织Fig. 1 Microstructure of initial bar for Ti2AlNb alloy

2 结果与分析

2.1 变形量的影响

图2所示为变形量对Ti2AlNb基合金组织的影响。图 3所示为 950 ℃、0.1 s-1条件下不同变形量时Ti2AlNb基合金的变形组织。由图2和3可知，变形量对Ti2AlNb基合金组织球化的影响最为显著。随着变形量的增大，O相的形态明显改变，片层O的动态球化程度不断增大。变形量为0.3(见图3(a))时，大量长片层组织逐渐失去原始的网篮交织分布特征，部分O相出现断裂，还可以发现少量扭曲的片层O相，但球化O相较少，变形程度为0.5时(见图3(b))，大量长片层组织断裂，O相长度也有所减小，O相动态球化程度提高，片层O通过弯折或旋转更倾向于垂直于压缩方向排列，在垂直于压缩方向保留着一些长片层组织；变形程度为0.7时(见图3(c))，O相变短变粗，长条组织基本小时，大量O相出现明显等轴化。ZHOU[13]发现当变形量达到0.6时TC17中出现等轴组织，变形量达0.8时α组织才能完全球化。而本研究中Ti2AlNb基合金球化的临界变形量在0.3~0.5之间，在0.7时几乎完全球化。影响合金球化程度的原因很多：本研究中Ti2AlNb基合金片层的厚度比TC17的更小，在变形过程中更易弯折或断裂；另外相比于钛合金，Ti2AlNb基合金的各向异性更小，这些有利于该合金的片层组织球化。

变形量增大促进O相球化的原因是：O相片层的球化是一种动态再结晶过程[14]。一方面，变形量的增加为片层组织的弯折破碎提供能量，增加了组织的畸变。小变形时，仅不稳定的片层两端完成界面迁移，完成动态再结晶，能量较高的片层芯部受金属流动方向和竖直压力两正交力作用下，发生弯折破碎(见图3(b)箭头处)，形成新的失稳界面。变形速率一定时，增大变形量延长了合金在高温停留的时间，由物质扩散引起的O/B2界面迁移越充分，晶粒串状片层越多(见图3(c)箭头所指)；小变形供给合金能量小且合金元素不充分扩散，片层组织球化率低，球化仅发生在不稳定的片层两端，整体再结晶和界面迁移不易发生。

图2 变形量对Ti2AlNb基合金组织的影响Fig. 2 Influence of deformation degrees on microstructure of Ti2AlNb based alloy

图3 950 ℃、0.1 s-1条件下不同变形量时Ti2AlNb基合金的变形组织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 变形温度的影响

图4所示为变形量0.3、0.001 s-1条件下不同加热温度对Ti2AlNb基合金的显微组织的影响。表1所列为不同温度下Ti2AlNb基合金的各项显微组织参数。从图4和表1可以看到，随着变形温度的升高，O相逐渐向B2相转变，O相的体积分数逐渐减少。温度升高，合金的分子运动加剧，因此片层组织更易于球化。这点与(α+β)两相钛合金温度升高时，α相溶解向β相转变是相似。

图4 变形量0.3、应变速率0.001 s 条件下不同加热温度对Ti2AlNb基合金的显微组织的影响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 不同温度下Ti2AlNb基合金的各项显微组织参数Table 1 Microstructure parameters of Ti2AlNb alloy under different deformation temperatures

变形温度的升高也会促进片层O相组织的球化行为。张志芳等[15]在对TC6进行研究时提到：钛合金中片状α向等轴α转变需要两个基本条件：变形和加热。比较表1中的球化率可以发现，同一应变速率和变形量下，温度的升高利于O相片状组织的球化。同时在图4中可看到在变形量为0.3、应变速率为0.001 s-1条件下， 930 ℃时合金中出现了部分弯折现象和部分破碎的等轴组织，片层变短，而当温度升高到950 ℃时，O相的片层组织也出现了较为明显的球化现象。可见随温度的升高分子间作用力的减小，分子间由热传递获得的更大的动能降低了组织的稳定性，合金元素的界面迁移更充分。从表1中还可以看到，当温度增加到970 ℃时，球化率明显提高，这主要是由于在Ti-22Al-25Nb合金中，970 ℃在O+B2/α2+B2+O相变点附近。在O+B2两相区，O相主要以片层的形态析出，而在α2+B2+O三相区，O相主要以等轴的形态析出[16]。因此，随着变形温度的升高，尤其是在970 ℃变形时，合金更容易球化。因此，温度对Ti-22Al-25Nb合金的片层O相组织的球化过程也会产生影响：应变速率和变形量相同的情况下，随变形温度的升高，片层结构弯折破碎的程度越高，球化率越高，但变形温度的球化行为的影响不如变形量的显著。

2.3 应变速率的影响

图5 930 ℃、变形量0.7、不同应变速率下Ti2AlNb基合金的变形组织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

图5所示为930 ℃、变形量0.7、不同应变速率下Ti2AlNb基合金的变形组织。图5应变速率对O相显微组织的影响表明：应变速率的增大不利于 Ti2AlNb基合金组织球化的进行。片层球化的最佳应变速率介于0.001~0.01 s-1之间。变形量一定时，应变速率与变形时间呈反比。减小应变速率将延长组织变形时间。在高应变速率下，由于较慢的原子扩散速率或者不充分的扩散时间片层很难通过界面迁移实现球化，因而受强烈剪切等作用直接形成的球化小片层组织可能成为主要来源。从图5中可以看出明显的片层弯折特征。片层弯折处是位错塞积和缺陷集中的地方，孙新军[17]研究发现，片层弯曲节点是动态球化的形核优先位置之一且片层往往从弯折处分离。但在低温或者高应变速率的条件下显著的片层弯折现象又在一定程度上说明了界面的迁移十分缓慢。在较低的应变速率下，由于较快的扩散速率或充分的扩散时间，界面迁移将更彻底，片层沿相内界面发生断裂和断裂小片层球化更加显著，而界面迁移也是动态球化的最后一个阶段，强烈的界面迁移将提高动态球化动力学速率以及球化的效果。另一方面，低应变速率下，大量位错可获得足够能量产生攀移重新分布，以较快的动态回复促进片层内部迅速形成小角度亚晶界，而这些小角度晶界是片层相内界面形成的开端，因此较低的应变速率也将促使片层组织的动态球化。

3 结论

1) 变形量对Ti2AlNb基合金影响最大，组织的球化率随变形量的增大近似呈线性增长。该合金球化的临界变形量在0.3~0.5之间，在变形量为0.7时合金完全球化，其球化相比于普通钛合金更容易。

2) 两相区930~970 ℃变形的Ti2AlNb基合金随变形温度的升高，初生片层O相向基体B2相转变，O相体积分数降低，球化率升高。在变形温度为970 ℃时，球化更容易，这主要是由于变形温度在O+B2/α2+B2+O相变点附近。

3) 在0.001~1 s-1的应变速率范围内，在较低的应变速率下，较快的扩散速率或充分的扩散时间使界面迁移更加彻底，片层沿相内界面发生断裂和断裂小片层球化就更显著。片层球化的最佳应变速率介于0.001~0.01 s-1之间。

[1] 郭鸿镇, 姚泽坤, 虢迎光, 刘广义, 李圆春. 等温精密锻造技术的研究进展[J]. 中国有色金属学报, 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铝合金的热加工变形特征[J]. 中国有色金属学报, 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] 李世琼, 张建伟, 梁晓波, 程云君. Ti3Al和Ti2AlNb基合金的研究与应用[J]. 中国有色金属学报, 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] 孙嫣然, 段辉平, 康 宁. Er对Ti-16Al-27Nb合金组织和性能的影响[J]. 中国有色金属学报, 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 军, 曾卫东, 舒 滢. 应用热加工图研究TC17合金片状组织球化规律[J]. 稀有金属材料与工程, 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. 基于加工图理论的 O相合金高温变形机理研究[D].西安: 西北工业大学, 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] 张志芳, 刘占胜. 关于TC6钛合金α相形态变化行为的研究[J]. 稀有金属材料与工程, 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] 孙新军. 钛合金片层组织的等轴化规律及超细晶钛合金超塑性的研究[D]. 北京: 清华大学, 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.