Ti₂AlNb合金具有良好的高温强度和较低的密度, 越来越受到材料设计者的关注, 是有望取代镍基高温合金的轻质材料之一^[1-3]。Ti₂AlNb构件的制备方式主要是铸锭锻造, 针对Ti₂AlNb热变形行为的研究对象也大多集中在熔铸Ti₂AlNb合金^[4-7]。这些基于Gleeble压缩实验的研究对熔铸Ti₂AlNb的锻造工艺选择有良好的参考作用, 但是Ti₂AlNb合金在熔炼中各组元分布不均匀, 容易产生成分宏观偏析、缩孔、疏松等铸造缺陷, 难以彻底避免。

采用粉末冶金热等静压工艺制备Ti₂AlNb合金可避免传统铸造中的缺陷, 得到组织更加均匀、性能更加稳定的合金或构件坯料, 且尺寸控制优于铸造合金^[8-10]。同时, 用粉末冶金热等静压成型的合金或构件内部有一些孔隙^{[11, 12]}, 而热机械处理通常能愈合合金中的一些微小缺陷, 这在粉末GH4169合金中已经得到了应用^[13]。但是目前国内尚无钛合金或Ti₂AlNb合金粉末冶金构件应用的实例, 发展粉末Ti₂AlNb合金+热机械加工可能得到性能更加优越、尺寸更大的构件。本文采用Gleeble-3800热模拟试验机对粉末Ti₂AlNb合金和熔铸变形Ti₂AlNb合金的高温流变行为和变形能力进行比较研究。结合Gleeble压缩实验的结果, 制定适应于粉末Ti₂AlNb变形特点的热变形工艺, 锻造粉末Ti₂AlNb合金热变形坯料, 观察粉末坯料变形后的形貌, 并测试其拉伸性能。通过热模拟压缩和实际锻造的比较结果, 分析粉末Ti₂AlNb合金的变形能力, 为用粉末+变形工艺制备的Ti₂AlNb合金的应用提供参考。

1 实验方法

用无坩埚感应熔炼超声气体雾化(EIGA)工艺制备名义成分为Ti-22Al-24Nb-0.5Mo(原子百分数)的预合金粉末, 用典型包套热等静压工艺制备粉末Ti₂AlNb合金^[14]。对粉末和压坯进行了化学成分的分析, 氧氮氢含量在LECO公司生产的TCH600型分析仪进行, 金属化学成分在PE公司生产的ICP-OES, 7300DV型分析仪进行, 结果如表1。测试结果显示, 气体元素的含量均保持较低水平, 合金化学成分均匀, 说明本研究制备的预合金粉末和合金的纯净度高, 合金制备工艺稳定性好。

表2列出了本文三种Ti₂AlNb合金的制备方法和对应的名称。采用980^oC/2 h/AC+900^oC/24 h/AC制度对粉末Ti₂AlNb合金进行热处理, 制备出热处理态的粉末Ti₂AlNb合金。采用真空自耗熔炼制备了Ti₂AlNb熔铸合金, 在两相区锻造制备出熔铸Ti₂AlNb合金。

采用JSM-6301F扫描电子显微镜观察了三种Ti₂AlNb合金的初始显微组织, 如图1所示。采用热等静压工艺制备的Ti₂AlNb合金为典型的双态组织, 主要由黑色的α₂相和灰色的O相组成, 分布均匀; 热处理后, 粉末Ti₂AlNb合金中的B2相析出, 晶粒内灰色的O相和白色的B2相呈针状交替分布, 晶界处为黑色的α₂相, 晶粒尺寸在20~30 μm; 熔铸态合金主要由大的B2相晶粒组成, 与热处理态近似, 也是典型的魏氏组织, 晶粒尺寸在100~200 μm。

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图1   三种状态样品的显微组织

Fig.1   Microstructure of Ti₂AlNb alloy, (a) HIPed, (b) HIPed+HT, (c) wrought processed

Gleeble热压缩实验是一种研究材料变形机理的常用手段^{[15, 16]}, 本文根据熔铸Ti₂AlNb合金的锻造温度, 设计出Gleeble实验的变形温度为930^oC~1050^oC, 位于Ti₂AlNb合金的三相区和两相区内。采用Gleeble-3800热模拟试验机对三种状态的样品进行高温压缩实验, 样品为直径8 mm长度10 mm的圆柱, 变形速率分别为0.001, 0.01, 0.1, 1, 10 s^-1, 变形温度为930, 980, 1005, 1030, 1050^oC。升温速率5^oC/s, 到温后保温3 min开始变形, 样品均不加包套, 底面涂以石墨并加盖钽片, 最终工程应变量约50%。

实际锻造中合金构件的尺寸大且处于大气中, 坯料温降难以避免, 本文结合已有的Gleeble压缩实验结果, 制定了适用于粉末Ti₂AlNb热变形坯料的锻造工艺。采用相同的热等静压工艺制备直径50 mm长度85 mm的粉末Ti₂AlNb变形坯料。采用包套锻造工艺将坯料锻造至不同变形量, 将变形后的样品沿中心轴线切开, 采用Canon-Scan D1230U型扫描仪观察低倍形貌。

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图2   έ=0.1 s^-1下三种状态Ti₂AlNb不同温度下的应力应变曲线

Fig.2   Stress-strain curves of Ti₂AlNb alloy at different temperature at έ=0.1 s^-1, (a) HIPed, (b) HIPed+HT, (c) wrought

对未变形经热处理、变形后的和变形后经热处理的粉末Ti₂AlNb合金, 均取样测试室温、高温拉伸性能, 拉伸样品尺寸为M6×f3 mm, 工作段标距15 mm。室温拉伸在Zwick/Roell-Z050试验机上进行, 650^oC高温拉伸在MTS E45.105试验机上进行。

2 结果与讨论

2.1 压缩实验结果分析

2.1.1 变形行为和应力水平分析

为了比较三种状态Ti₂AlNb 合金的变形行为, 选取了应变速率为0.1 s^-1时, 不同温度下的应力应变曲线作图。从图2可见, 三种状态Ti₂AlNb合金的高温流变行为相似。即随着应变量的增加应力在很低的变形量下达到峰值, 然后出现不连续屈服的特征, 在变形温度较低时尤为明显, 当真应变大于0.2时应力水平趋于平缓。另一方面, 三种状态的Ti₂AlNb合金在接近相变点温度的应力应变曲线都出现了应力水平的“反弹”。对于一般材料, 温度升高时位错更容易开动, 变形所需的能量更低, 因此变形抗力会随着变形温度的增加而下降。但是从图2中的三组曲线能观察到, 在Ti₂AlNb合金的相变点附近的980^oC时的峰值应力低于温度为1005^oC的峰值应力, 1030^oC的流变应力整体较1050^oC时的为低。其原因是, 合金的相变是材料结构对热的响应, 而在Gleeble压缩过程中Ti₂AlNb样品在绝热条件下经受力变形, 应力能诱发局部升温和相转变^[17]。

图3给出了应变速率为0.1 s^-1, 温度为1005^oC和1030^oC时三种状态Ti₂AlNb合金的应力应变曲线比较, 变形参数与实际Ti₂AlNb锻造工艺接近。从图3可见, 三种状态Ti₂AlNb合金的应力应变曲线没有显著差别。在温度为1005^oC时三种状态的峰值应力接近, 随着变形量的增加变形态合金的应力水平最高, 略高于粉末热等静压态, 在真应变大于0.3时整体比热处理态高出约50 MPa; 在温度为1030^oC时热处理态的样品显示出最高的应力水平, 而变形态样品的曲线介于两种粉末合金样品的曲线中间。

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图3   在έ=0.1s^-1, T=1005, 1030^oC条件下三种状态Ti₂AlNb合金的应力应变曲线比较

Fig.3   Stress-strain curves of three kinds of Ti₂AlNb alloy at 0.1 s^-1 strain rate, (a) 1005^oC, (b) 1030^oC

表3列出了不同变形条件下三种状态样品峰值应力的统计, 也说明三种状态Ti₂AlNb合金变形行为相似。结果表明, 三种状态Ti₂AlNb合金的峰值应力无明显差别。特别是在高温和低应变速率(如1050^oC, 0.001 s^-1)条件下应力水平非常接近, 在低温和高应变速率(如930^oC, 10 s^-1)条件下粉末态(HIPed, HIPed+HT)的应力水平低于变形态。

在930^oC, 应变速率大于0.1 s^-1压缩试验后观察样品的形貌发现, 粉末Ti₂AlNb合金表面完整光滑, 而熔铸Ti₂AlNb合金样品的侧面产生了褶皱。增加一组Gleeble压缩实验, 将变形温度降低至830^oC, 应变速率为0.1 s^-1时变形后的宏观形貌如图4。Gleeble压缩实验均未加包套, 可以看出, 此时的粉末态Ti₂AlNb合金变形后的表面仍然完好, 而熔铸态Ti₂AlNb合金发生明显开裂。分析原因可能是由于热等静压制备的Ti₂AlNb晶粒细小, 成分均匀, 各向同性使得粉末Ti₂AlNb合金在经受变形时, 内部的协调变形能力更强。

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图4   在έ=0.1 s^-1, T=830^oC条件下三种状态Ti₂AlNb合金样品压缩后的宏观形貌

Fig.4   Macrostructure of Ti₂AlNb alloys after compression, (a) HIPed, (b) HIPed+HT, (c) wrought at έ=0.1 s^-1, 830^oC

2.1.2 热激活能的比较

材料的热变形是一个应变硬化和动态软化逐渐平衡的过程, 除上述提到的应变速率、温度等因素会影 响流变应力σ, 热激活能Q也是分析和评价金属材料热变形性能的主要手段之一, 能较真实反映材料的塑性变形能力^[18]。对Arrhenius方程做近似处理, 稳态流变 应力和应变速率的关系为

将(1)式两边取对数, 并假设热激活能Q值与温度无关, 得到

(2)lnέ=lnA+nlnσ-Q/(RT)

分别在恒定的温度下对应变速率偏微分和在恒定的应变速率下对1/T偏微分, 得到计算Q值的近似公式

(3)Q=R[∂lnέ/∂lnσ]T[∂lnσ/∂(1/T)]έ

其中σ代入峰值应力, R为理想气体常数(取8.314 Jmol^-1K^-1), 以Gleeble实验得到的数据进行拟合。图5绘出了热等静压态和熔铸态Ti₂AlNb合金峰值应力和温度的拟合结果, 图6绘出了两种状态Ti₂AlNb合金应变速率和峰值应力的拟合结果。也可以得到热等静压+热处理态的类似结果。

将得到的线性拟合结果代入(3)式中, 得到三种状态样品变形激活能Q值。表4列出了本次实验得到的Ti₂AlNb两相区热激活能结果, 并与其他研究者所得结果进行了比较。文献[4]针对在单相区开坯后的熔铸Ti-22Al-25Nb合金, 计算出两相区的热激活能为436.2 kJmol^-1。文献[19]针对热压法制备的Ti-22Al-25Nb合金, 计算得到两相区激活能为734.8 kJmol^-1。通过比较可以发现, 本文用热等静压法制备的粉末Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金的热激活能与熔铸态的近似, 整体与熔铸Ti-22Al-25Nb合金接近, 低于热压Ti-22Al-25Nb合金。热压烧结也是粉末冶金的一种, 但是制备工艺不同。用热压法得到的Ti₂AlNb合金与热等静压制备的Ti₂AlNb合金在显微组织上相差较大, 可能是导致这种差别的原因。

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图5   热等静压态和变形态Ti₂AlNb合金的峰值应力和温度的关系

Fig.5   Relationship between peak stress and temperature of HIPed (a) and wrought (b) Ti₂AlNb

对应力应变曲线和热激活能的分析结果表明, 粉末Ti₂AlNb合金与变形态Ti₂AlNb合金具有相当的变形能力, 粉末Ti₂AlNb在变形前是否进行热处理对变形行为没有明显影响。目前针对熔铸Ti₂AlNb开坯后的锻造变形参数研究较多, 由此制备的性能优良的棒材或板材已经得到初步应用^[20-22]。因此本文比较了Gleeble压缩实验的结果, 从理论上增加了对粉末Ti₂AlNb合金变形的可行性认识。

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图6   热等静压态和变形态Ti₂AlNb合金的应变速率和峰值应力的关系

Fig.6   Relationship between strain rate and peak stress of HIPed (a) and wrought (b) Ti₂AlNb

2.2 粉末热变形坯料的锻造结果分析

2.2.1 变形后的形貌观察

图7给出了变形量为50%的墩粗饼坯(图7a)和经一墩一拔累积变形量约75%的饼坯(图7b)的低倍形貌。可以看到, 直接锻压至50%变形量的粉末Ti₂AlNb合金与包套衔接紧密, 形貌完整, 无任何裂纹; 经一墩一拔的饼坯(累积变形超过75%), 内部形貌完整光滑, 也没有开裂。这表明, 本文制备的粉末Ti₂AlNb合金坯料质量稳定可靠, Gleeble压缩实验结果具有参考价值, 在制定的变形条件下粉末Ti₂AlNb合金具有良好的协调变形能力, 具有变形潜力。

2.2.2 变形后的力学性能

粉末Ti₂AlNb热变形坯料在变形后(Deformed)和变形后经热处理(Deformed+HT)的室温和650^oC力学性能, 与未变形经热处理(HT)的合金比较, 如图8所示。比较变形态和变形经热处理态的拉伸结果, 发现粉末Ti₂AlNb合金变形后的拉伸强度非常高, 但室温和高温塑性较差, 经过热处理后粉末变形Ti₂AlNb合金的室高温拉伸塑性显著提升。热处理能改善Ti₂AlNb粉末合金或铸造变形合金拉伸性能^{[14, 23]}, 因为粉末Ti₂AlNb合金的性能对相组成更加敏感, 而制粉过程中积累的不稳定化学势又难以在热等静压中消除, 因此, 热处理是获得高性能粉末Ti₂AlNb合金构件的必要手段。

图8给出了变形后经热处理和未变形经热处理的拉伸结果。结果表明, 两种状态粉末Ti₂AlNb合金的屈服强度和抗拉强度比较接近; 变形后经热处理粉末Ti₂AlNb合金的室温塑性下降, 但是高温塑性提高, 室温和高温延伸率均超过10%, 塑形储备均较高。说明变形能够改善粉末Ti₂AlNb合金的拉伸性能, 可能与热机械过程能够愈合缺陷有关, 使变形后的粉末合金表现更加稳定。

3 结论

1. 使用预合金粉末热等静压工艺制备的粉末Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金, 两种典型工艺下的Ti₂AlNb合金变形行为近似, 变形抗力相当, 热激活能接近。在Gleeble热模拟条件下, 粉末Ti₂AlNb合金的热加工窗口更宽, 可承受更低的加工温度和更高的应变速率而不开裂。

2. 根据本文制定的适用于粉末Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金的热机械加工参数, 坯料经过墩粗(~50%变形量)或一墩一拔(~75%变形量)变形后, 样品表面和内部均未出现开裂, 变形后的高温拉伸塑性显著提高, 性能更加稳定, 表明粉末Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金具有良好的热变形能力。