來曉君1,2，邱培坤，呂維潔，韓遠(yuǎn)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(xué)金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)

0 引 言

非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料具有制造成本低，比強(qiáng)度、比模量高，抗高溫氧化、抗蠕變性能優(yōu)良等特點(diǎn)，在航空、國(guó)防、船舶、汽車等工業(yè)領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用前景[1-3]。隨著高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)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(qiáng)近α鈦基復(fù)合材料有望取代傳統(tǒng)高溫鈦合金成為航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域的新型戰(zhàn)略性結(jié)構(gòu)材料。然而，該鈦基復(fù)合材料中含有陶瓷顆粒增強(qiáng)相，這就導(dǎo)致其存在熱加工變形抗力大，對(duì)變形溫度、應(yīng)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(jìn)行加工。由于非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料保留了部分基體鈦合金的性能特點(diǎn)，能夠在一定溫度和變形條件下實(shí)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(duì)實(shí)現(xiàn)重大工程用鈦基復(fù)合材料構(gòu)件的精密成形具有重要意義[7]。

近年來，國(guó)內(nèi)外學(xué)者開展了諸多關(guān)于非連續(xù)增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料超塑性成形技術(shù)的研究。美國(guó)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(zhǎng)率達(dá)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(xì)化晶粒的作用[8]。ROY等[9]研究發(fā)現(xiàn)，原位生成的TiB相會(huì)影響鈦合金變形過程中的球化機(jī)制，從而細(xì)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?jǐn)?shù))超細(xì)TiC顆粒的TiC/TC4鈦合金復(fù)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(yīng)變速率3×10-2s-1條件下，伸長(zhǎng)率最大可達(dá)497%；通過熱軋和再結(jié)晶退火可以將初始網(wǎng)籃組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S組織，有利于改善該復(fù)合材料的超塑性。陸成杰[12]研究發(fā)現(xiàn)，含3%(體積分?jǐn)?shù))TiBw的擠壓態(tài)TiBw/TC4鈦合金復(fù)合材料，在950 ℃、0.001 s-1條件下，能夠獲得365%的最大伸長(zhǎng)率。WANG等[13]對(duì)TiB、TiC增強(qiáng)Ti-1100鈦合金復(fù)合材料的超塑性變形行為進(jìn)行了系統(tǒng)研究，在此基礎(chǔ)上，李麗[14]研究了不同初始組織的顆粒增強(qiáng)7715D系鈦基復(fù)合材料的超塑性，發(fā)現(xiàn)等軸組織復(fù)合材料的最大伸長(zhǎng)率為802%，網(wǎng)籃組織復(fù)合材料的最大伸長(zhǎng)率為625%。

IMI834鈦合金是目前應(yīng)用最為成熟的高溫鈦合金之一，可在600 ℃長(zhǎng)期服役[4]。在其基礎(chǔ)之上開發(fā)的(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復(fù)合材料具有優(yōu)異的高溫瞬時(shí)強(qiáng)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(dòng)機(jī)葉片制造等領(lǐng)域得到了廣泛關(guān)注[15-16]。到目前為止，關(guān)于(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復(fù)合材料的研究報(bào)道局限于通過調(diào)控增強(qiáng)相成分及基體組織改善其高溫力學(xué)性能方面[17-19]，而有關(guān)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(bào)道。因此，為了進(jìn)一步擴(kuò)大其應(yīng)用范圍，作者對(duì)(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復(fù)合材料進(jìn)行超塑性變形，研究了不同溫度和初始應(yīng)變速率對(duì)其變形行為及顯微組織的影響，以便為其超塑成形質(zhì)量控制提供理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)原料為海綿鈦(純度99.5%)，海綿鋯(純度99.5%)，結(jié)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(shè)計(jì)的成分配比將原料混合均勻，并在液壓機(jī)下壓制成電極，隨后將預(yù)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(fù)合材料鑄錠。復(fù)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(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)，增強(qiáng)相TiB和La2O3的體積分?jǐn)?shù)分別為2.5%和0.1%，通過鈦和TiB2、LaB6原位反應(yīng)生成，反應(yīng)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(fù)合材料相變點(diǎn)為1 020 ℃)對(duì)復(fù)合材料進(jìn)行開坯鍛造；然后在980 ℃(α+β兩相區(qū))進(jìn)行等溫鍛造，鍛造總變形量在80%85%；在1 010 ℃(近β相區(qū))進(jìn)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(yàn)方法

利用線切割機(jī)在復(fù)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(jī)械研磨、拋光后，采用D8/ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析。采用配有能譜儀(EDS)的Mira3型場(chǎng)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(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度分別為850，900，950，1 000 ℃，初始應(yīng)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(yàn)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(yàn)溫度以下150 ℃，隨后以10 ℃·min-1的速率升溫至試驗(yàn)溫度，待溫度穩(wěn)定且保溫5 min后進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，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(yàn)結(jié)束后，分別在試樣夾持端(未變形區(qū))、標(biāo)距段小變形區(qū)和斷口附近3個(gè)區(qū)域截取縱截面試樣，經(jīng)研磨和拋光后，在VibroMet2型振動(dòng)拋光機(jī)上振動(dòng)拋光3 h，采用SEM的電子背散射衍射(EBSD)附件進(jìn)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(yàn)結(jié)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(fù)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(yīng)；TiB增強(qiáng)相(點(diǎn)A)呈短纖維狀，長(zhǎng)度方向與軋向一致;此外基體中還彌散分布著細(xì)小的(TiZr)xSi顆粒(點(diǎn)B)。

圖2 (TiB + La2O3)/IMI834鈦基復(fù)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(diǎn)A和點(diǎn)B的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

2.2 超塑性變形行為

由圖3可以看出：不同溫度和應(yīng)變速率下，復(fù)合材料變形初期的應(yīng)力均隨著應(yīng)變量的增加迅速上升，達(dá)到峰值后則逐漸下降；相同應(yīng)變速率下，變形溫度越高，峰值應(yīng)力越??；相同溫度下，應(yīng)變速率越大，峰值應(yīng)力越大。由于變形初期位錯(cuò)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(cuò)在應(yīng)力和溫度作用下發(fā)生滑移和攀移，正負(fù)位錯(cuò)相互抵消，位錯(cuò)密度降低，材料發(fā)生明顯軟化，從而使流變應(yīng)力大幅度下降。在900 ℃、0.001 0 s-1及950 ℃、0.005 0 s-1條件下，復(fù)合材料變形后期出現(xiàn)了二次硬化現(xiàn)象，推測(cè)是因?yàn)椴牧显谧冃魏笃诎l(fā)生頸縮時(shí)，其位錯(cuò)因受到TiB增強(qiáng)相的阻礙而發(fā)生塞積，從而導(dǎo)致硬化現(xiàn)象。

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

表2 不同溫度和應(yīng)變速率下(TiB+La2O3)/IMI834鈦基復(fù)合材料的斷后伸長(zhǎng)率

2.3 應(yīng)變速率敏感系數(shù)和變形激活能

超塑性變形時(shí)，材料的流變應(yīng)力與應(yīng)變速率、變形溫度等存在以下關(guān)系[20]，即

(3)

材料的變形激活能與其變形機(jī)制密切相關(guān)，將變形激活能與晶界擴(kuò)散激活能和晶格擴(kuò)散激活能對(duì)比，即可推斷出材料的變形機(jī)制[21-22]。對(duì)式(3)進(jìn)行變換得到

(4)

(5)

取真應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)對(duì)應(yīng)的流變應(yīng)力，通過式(5)計(jì)算得到復(fù)合材料在8501 000 ℃時(shí)的m值。由圖4(a)可知，在試驗(yàn)溫度范圍內(nèi)復(fù)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(shì)，說明復(fù)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(yīng)變速率下，復(fù)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(fù)合材料的主要超塑性變形機(jī)制不是晶界擴(kuò)散，而是位錯(cuò)蠕變和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶控制機(jī)制[12,21]。TiB增強(qiáng)相和(TiZr)xSi顆粒的存在阻礙了超塑性變形過程中的位錯(cuò)滑移和晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)，同時(shí)也起到了釘扎晶界、限制晶粒長(zhǎng)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(fù)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(fù)合材料超塑性變形時(shí)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(fù)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(fù)和再結(jié)晶，因此只有少量片層組織轉(zhuǎn)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(jìn)一步細(xì)化，平均晶粒尺寸約為5.2 μm，小角度晶界大部分轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，同時(shí)孔洞缺陷增多。小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы缰饕c動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核、變形晶粒等軸化有關(guān)[22]。復(fù)合材料板原始晶粒及晶界處含有較多的亞結(jié)構(gòu)，變形儲(chǔ)能較高，在高溫變形過程中會(huì)成為再結(jié)晶晶粒形核質(zhì)點(diǎn)；同時(shí)，TiB增強(qiáng)相附近較高的位錯(cuò)密度也能夠?yàn)樵俳Y(jié)晶形核提供驅(qū)動(dòng)力：兩者共同促進(jìn)了復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。由于晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)和晶界滑移，變形晶粒逐漸等軸化，小角度晶界逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?。一般認(rèn)為，晶界滑移和晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)均為單個(gè)晶粒的行為，各個(gè)晶粒運(yùn)動(dòng)的加和構(gòu)成晶粒群的整體轉(zhuǎn)動(dòng)。單個(gè)片層組織則很難獨(dú)立發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)和移動(dòng)，而是多個(gè)片層組成一個(gè)變形單元進(jìn)行運(yùn)動(dòng)。當(dāng)運(yùn)動(dòng)受阻時(shí)，該變形單元就會(huì)發(fā)生扭轉(zhuǎn)以協(xié)調(diào)變形，若受阻并產(chǎn)生應(yīng)力集中，則會(huì)促進(jìn)片層發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)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(fù)合材料中的孔洞多在晶界三角交界處以及增強(qiáng)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(qiáng)相端部時(shí)難以繼續(xù)滑動(dòng)而產(chǎn)生應(yīng)力集中，進(jìn)而導(dǎo)致孔洞形成。

增強(qiáng)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(shí)，由于增強(qiáng)相的空間約束，其附近因變形不協(xié)調(diào)而產(chǎn)生應(yīng)力集中和位錯(cuò)塞積。這一方面促進(jìn)了再結(jié)晶形核，另一方面導(dǎo)致增強(qiáng)相和基體發(fā)生開裂，形成一次孔洞。由于再結(jié)晶形核位置大多位于增強(qiáng)相附近，新晶粒在長(zhǎng)大過程中對(duì)一次孔洞起到彌補(bǔ)作用，這對(duì)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)該復(fù)合材料的超塑性變形起著重要作用。晶界滑動(dòng)和轉(zhuǎn)動(dòng)是超塑性變形的主要變形機(jī)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(huì)不斷長(zhǎng)大，但TiB等第二相的引入可以產(chǎn)生誘發(fā)形核效應(yīng)[23]，產(chǎn)生更多細(xì)小等軸晶粒，這不僅有利于超塑性變形的進(jìn)行，也保證了加工完成后材料組織仍均勻細(xì)小。

3 結(jié) 論

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

(2) 在850～1 000 ℃，初始應(yīng)變速率0.000 5～0.005 0 s-1變形條件下，復(fù)合材料具有較好的超塑性，斷后伸長(zhǎng)率超過300%；最佳超塑性變形條件為900 ℃、0.001 0 s-1，斷后伸長(zhǎng)率達(dá)505%；隨應(yīng)變速率增加，復(fù)合材料的流變應(yīng)力和變形激活能增大；試驗(yàn)條件下，復(fù)合材料的應(yīng)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(shì)。

(3) 隨變形程度增加，復(fù)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(zhuǎn)變，晶粒交界處和增強(qiáng)相附近孔洞缺陷增多；晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)、晶界滑動(dòng)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為該復(fù)合材料超塑性變形的主要機(jī)制；原始晶粒及晶界較高的變形儲(chǔ)能和增強(qiáng)相附近較高的位錯(cuò)密度共同促進(jìn)了復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。