(TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料超塑性变形行为及显微组织演变

来晓君1,2，邱培坤，吕维洁，韩远飞

(1.上海钛尤金属科技有限公司，上海 200240；2.浙江嘉钛金属科技有限公司，嘉兴 314200;3.上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室，上海 200240)

0 引 言

非连续增强钛基复合材料具有制造成本低，比强度、比模量高，抗高温氧化、抗蠕变性能优良等特点，在航空、国防、船舶、汽车等工业领域有着广泛的应用前景[1-3]。随着高推重比航空发动机的发展，传统600 ℃高温钛合金，如IMI834、Ti-1100和Ti6242S等，已很难满足高温服役要求[4-6]，而非连续增强近α钛基复合材料有望取代传统高温钛合金成为航空发动机领域的新型战略性结构材料。然而，该钛基复合材料中含有陶瓷颗粒增强相，这就导致其存在热加工变形抗力大，对变形温度、应变速率、冷却速率等工艺参数敏感，后续加工性能差等问题，不宜采用常规方法进行加工。由于非连续增强钛基复合材料保留了部分基体钛合金的性能特点，能够在一定温度和变形条件下实现超塑性变形而不发生颈缩断裂。因此，发展新型超塑性成形工艺，有利于解决其常规热加工成形能力差的问题，对实现重大工程用钛基复合材料构件的精密成形具有重要意义[7]。

近年来，国内外学者开展了诸多关于非连续增强钛基复合材料超塑性成形技术的研究。美国赖特帕特森空军研究发现，在900 ℃、0.003 s-1变形条件下，Ti-6Al-4V-0.1B合金的伸长率达646%；合金中生成的TiB相主要分布在晶界和相界，能够起到阻碍晶界/相界滑移、细化晶粒的作用[8]。ROY等[9]研究发现，原位生成的TiB相会影响钛合金变形过程中的球化机制，从而细化晶粒，提高其超塑性成形性能。ALABORT等[10]制备得到了具有优异低温(550600 ℃)超塑性的硼元素改性钛合金。MACHIDA等[11]研究了含3%(体积分数)超细TiC颗粒的TiC/TC4钛合金复合材料氢化处理后的超塑性变形性能，发现其在900 ℃、初始应变速率3×10-2s-1条件下，伸长率最大可达497%；通过热轧和再结晶退火可以将初始网篮组织转变为等轴组织，有利于改善该复合材料的超塑性。陆成杰[12]研究发现，含3%(体积分数)TiBw的挤压态TiBw/TC4钛合金复合材料，在950 ℃、0.001 s-1条件下，能够获得365%的最大伸长率。WANG等[13]对TiB、TiC增强Ti-1100钛合金复合材料的超塑性变形行为进行了系统研究，在此基础上，李丽[14]研究了不同初始组织的颗粒增强7715D系钛基复合材料的超塑性，发现等轴组织复合材料的最大伸长率为802%，网篮组织复合材料的最大伸长率为625%。

IMI834钛合金是目前应用最为成熟的高温钛合金之一，可在600 ℃长期服役[4]。在其基础之上开发的(TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料具有优异的高温瞬时强度和抗蠕变性能，有望突破钛合金的热障温度，使服役温度提升至700～750 ℃，在武器装备、航空发动机叶片制造等领域得到了广泛关注[15-16]。到目前为止，关于(TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料的研究报道局限于通过调控增强相成分及基体组织改善其高温力学性能方面[17-19]，而有关热成形性能的研究开展较少，特别是超塑性变形研究鲜有报道。因此，为了进一步扩大其应用范围，作者对(TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料进行超塑性变形，研究了不同温度和初始应变速率对其变形行为及显微组织的影响，以便为其超塑成形质量控制提供理论依据。

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验原料为海绵钛(纯度99.5%)，海绵锆(纯度99.5%)，结晶硅(纯度99.5%)，纯铝(纯度99.9%)，中间合金TiSn65、AlNb、AlMo，TiB2粉末(纯度99.0%)和LaB6粉末(纯度99.0%)。按照所设计的成分配比将原料混合均匀，并在液压机下压制成电极，随后将预制电极装入VCF-10型真空自耗电弧炉中熔炼，得到(TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料铸锭。复合材料基体为近α系高温钛合金Ti-6.6Al-4.6Zr-4.6Sn-1Mo-0.9Nb-0.32Si(质量分数/%)，增强相TiB和La2O3的体积分数分别为2.5%和0.1%，通过钛和TiB2、LaB6原位反应生成，反应方程为

(1)

(2)

为了消除铸态粗大晶粒，在1 160 ℃，即β单相区(该复合材料相变点为1 020 ℃)对复合材料进行开坯锻造；然后在980 ℃(α+β两相区)进行等温锻造，锻造总变形量在80%85%；在1 010 ℃(近β相区)进行6道次热轧，道次间压下量依次为5，3，2 mm，总变形量约80%，终轧温度为950 ℃，得到厚度为5 mm的板材；最后在700 ℃退火处理2 h。

1.2 试验方法

利用线切割机在复合材料板上沿轧制方向切取尺寸为10 mm×10 mm×5 mm的试样，经机械研磨、抛光后，采用D8/ADVANCE型X射线衍射仪(XRD)进行物相分析。采用配有能谱仪(EDS)的Mira3型场发射扫描电子显微镜，通过背散射电子(BSE)成像观察显微组织。采用CMT6504型高温电子试验机进行高温拉伸试验，试验温度分别为850，900，950，1 000 ℃，初始应变速率为0.005 0，0.001 0，0.000 5 s-1。拉伸试样的形状及尺寸如图1所示。拉伸试验前，通过蘸取法在试样表面均匀包裹一层高温抗氧化玻璃-陶瓷涂层，用烘干箱烘干，防止试样氧化。将试样安装在拉伸杆上，并以20 ℃·min-1的速率将电阻炉升温至试验温度以下150 ℃，随后以10 ℃·min-1的速率升温至试验温度，待温度稳定且保温5 min后进行拉伸试验，试样拉断后立即喷水淬火，保存组织以便观察。超塑性高温拉伸试验结束后，分别在试样夹持端(未变形区)、标距段小变形区和断口附近3个区域截取纵截面试样，经研磨和抛光后，在VibroMet2型振动抛光机上振动抛光3 h，采用SEM的电子背散射衍射(EBSD)附件进行组织观察，利用HKL Channel 5软件分析EBSD数据。

图1 超塑性高温拉伸试样的形状和尺寸Fig.1 Shape and size of superplastic high temperaturetensile specimen

2 试验结果与讨论

2.1 初始显微组织与物相组成

由图2和表1可以看出：复合材料的显微组织主要由α-Ti、TiB和La2O3相组成，无TiB2和LaB6的衍射峰，说明钛和TiB2、LaB6粉末已完全反应；TiB增强相(点A)呈短纤维状，长度方向与轧向一致;此外基体中还弥散分布着细小的(TiZr)xSi颗粒(点B)。

图2 (TiB + La2O3)/IMI834钛基复合材料的初始显微组织及XRD谱Fig.2 Initial microstructure (a) and XRD pattern (b) of (TiB + La2O3)/IMI834 titanium-based titanium-based composite

表1 点A和点B的EDS分析结果(质量分数)

2.2 超塑性变形行为

由图3可以看出：不同温度和应变速率下，复合材料变形初期的应力均随着应变量的增加迅速上升，达到峰值后则逐渐下降；相同应变速率下，变形温度越高，峰值应力越小；相同温度下，应变速率越大，峰值应力越大。由于变形初期位错迅速增殖，材料发生加工硬化，变形抗力提高。随着变形程度的增加，位错在应力和温度作用下发生滑移和攀移，正负位错相互抵消，位错密度降低，材料发生明显软化，从而使流变应力大幅度下降。在900 ℃、0.001 0 s-1及950 ℃、0.005 0 s-1条件下，复合材料变形后期出现了二次硬化现象，推测是因为材料在变形后期发生颈缩时，其位错因受到TiB增强相的阻碍而发生塞积，从而导致硬化现象。

由表2可以看出：复合材料的断后伸长率与温度和应变速率并不成单调变化关系；应变速率较低(0.000 5 s-1)时，复合材料的断后伸长率随温度升高先减小后增大；应变速率较高(0.001 0～0.005 0 s-1)时，断后伸长率随温度升高则先增大后减小,说明在较高应变速率下，最大断后伸长率向高温区移动。在超塑性变形过程中，升高温度能够提高原子的扩散能力和晶界的变形协调能力，但当温度升高到一定程度时，晶粒易长大粗化，使材料的变形协调能力降低，进而导致塑性下降。变形温度在900～1 000 ℃时，复合材料的断后伸长率随着应变速率的增加先增大后减小，且均在0.001 0 s-1应变速率下获得最大断后伸长率，其中，在900 ℃、0.001 0 s-1变形条件下，复合材料的断后伸长率最大，为505%。复合材料表现出应变速率敏感性，较高或较低的应变速率均不利于其超塑性变形：高应变速率容易导致位错缠结，阻碍位错运动；低应变速率下，晶粒在高温时易发生粗化，且变形过程中产生的孔洞等缺陷会发生长大、聚合，导致材料提前断裂。

表2 不同温度和应变速率下(TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料的断后伸长率

2.3 应变速率敏感系数和变形激活能

超塑性变形时，材料的流变应力与应变速率、变形温度等存在以下关系[20]，即

(3)

材料的变形激活能与其变形机制密切相关，将变形激活能与晶界扩散激活能和晶格扩散激活能对比，即可推断出材料的变形机制[21-22]。对式(3)进行变换得到

(4)

(5)

取真应变为0.2时对应的流变应力，通过式(5)计算得到复合材料在8501 000 ℃时的m值。由图4(a)可知，在试验温度范围内复合材料的m值不低于0.30，且随着温度的升高，m值呈增大趋势，说明复合材料具有较好的超塑性性能。

由图4(b)可以看出，在0.005 0，0.001 0，0.000 5 s-1应变速率下，复合材料的变形激活能分别为475，485，515 kJ·mol-1，均明显高于α-Ti和β-Ti的[9](分别为170，153 kJ·mol-1)，表明该复合材料的主要超塑性变形机制不是晶界扩散，而是位错蠕变和动态再结晶控制机制[12,21]。TiB增强相和(TiZr)xSi颗粒的存在阻碍了超塑性变形过程中的位错滑移和晶粒转动，同时也起到了钉扎晶界、限制晶粒长大的作用，从而限制了基体变形。

2.4 超塑性变形过程中的组织演变

由图5可以看出：在复合材料未变形区域，片层α相与等轴α相并存，TiB短纤维几乎全部平行于拉伸方向排列，该区域存在大量小角度晶界，这是由

图4 (TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料超塑性变形时和s-T-1曲线Fig.4 Curves of (a) and s-T-1 (b) of (TiB+La2O3)/IMI834 titanium-based composite during superplastic deformation

图5 950 ℃、0.001 0 s-1下(TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料超塑性变形后不同区域的晶粒取向、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

于其热处理后未发生塑性变形，仅发生了静态回复和再结晶，因此只有少量片层组织转变为等轴组织；小变形区域的原始片层α相大部分已等轴化，平均晶粒尺寸约为5.6 μm，小角度晶界减少，大角度晶界增多，且该区域出现较多孔洞缺陷；由于断口附近变形量较大，该区域α相已完全等轴化，晶粒进一步细化，平均晶粒尺寸约为5.2 μm，小角度晶界大部分转变为大角度晶界，同时孔洞缺陷增多。小角度晶界转变为大角度晶界主要与动态再结晶形核、变形晶粒等轴化有关[22]。复合材料板原始晶粒及晶界处含有较多的亚结构，变形储能较高，在高温变形过程中会成为再结晶晶粒形核质点；同时，TiB增强相附近较高的位错密度也能够为再结晶形核提供驱动力：两者共同促进了复合材料的动态再结晶。由于晶粒转动和晶界滑移，变形晶粒逐渐等轴化，小角度晶界逐渐转变为大角度晶界。一般认为，晶界滑移和晶粒转动均为单个晶粒的行为，各个晶粒运动的加和构成晶粒群的整体转动。单个片层组织则很难独立发生转动和移动，而是多个片层组成一个变形单元进行运动。当运动受阻时，该变形单元就会发生扭转以协调变形，若受阻并产生应力集中，则会促进片层发生动态再结晶。

孔洞是超塑性变形过程中的一种常见缺陷，是材料发生失稳断裂的重要因素之一。该复合材料中的孔洞多在晶界三角交界处以及增强相端部形核，这是由于超塑性变形过程中，晶界迁移至三角晶界处和增强相端部时难以继续滑动而产生应力集中，进而导致孔洞形成。

增强相附近由于变形不协调形成的孔洞称为一次孔洞。在变形开始时，由于增强相的空间约束，其附近因变形不协调而产生应力集中和位错塞积。这一方面促进了再结晶形核，另一方面导致增强相和基体发生开裂，形成一次孔洞。由于再结晶形核位置大多位于增强相附近，新晶粒在长大过程中对一次孔洞起到弥补作用，这对超塑性变形是有利的。基体变形不协调形成的孔洞称为二次孔洞，这种孔洞通常在变形后期形成，位于基体晶粒之间。

综上所述，动态再结晶对该复合材料的超塑性变形起着重要作用。晶界滑动和转动是超塑性变形的主要变形机制，等轴组织较片层组织更有利于协调变形[20]。在超塑性变形过程中钛合金晶粒会不断长大，但TiB等第二相的引入可以产生诱发形核效应[23]，产生更多细小等轴晶粒，这不仅有利于超塑性变形的进行，也保证了加工完成后材料组织仍均匀细小。

3 结 论

(1) (TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料主要由α-Ti、TiB和La2O3相组成，基体中弥散分布有细小(TiZr)xSi颗粒。

(2) 在850～1 000 ℃，初始应变速率0.000 5～0.005 0 s-1变形条件下，复合材料具有较好的超塑性，断后伸长率超过300%；最佳超塑性变形条件为900 ℃、0.001 0 s-1，断后伸长率达505%；随应变速率增加，复合材料的流变应力和变形激活能增大；试验条件下，复合材料的应变速率敏感系数均高于0.30，且随着温度升高呈增大趋势。

(3) 随变形程度增加，复合材料中片层α相逐渐等轴化，小角度晶界向大角度晶界转变，晶粒交界处和增强相附近孔洞缺陷增多；晶粒转动、晶界滑动和动态再结晶为该复合材料超塑性变形的主要机制；原始晶粒及晶界较高的变形储能和增强相附近较高的位错密度共同促进了复合材料的动态再结晶。