卢正冠1,2,吴杰1,徐磊,1,崔潇潇1,杨锐1

1988年Banerjee等[1]发现了金属间化合物Ti2AlNb，以典型的正交结构(orthorhombic phase)为特征相，又称O相合金，其Nb含量介于15%~27% (原子分数)[2,3]。Ti2AlNb合金是第二代Ti3Al系金属间化合物合金，是目前国内外研究的热点，也是最有工程应用潜力的高温结构材料之一[4,5]。经过30年的研发，科研人员在Ti2AlNb合金的成分设计、相结构和相关系、热加工工艺、显微组织与力学性能等方面取得了较大进展[6,7,8,9]，Ti2AlNb合金已开始进入工程化应用阶段。但由于Ti2AlNb合金热变形抗力大，有效加工窗口窄，合金力学性能对化学成分和显微组织非常敏感，制约了其大规模的推广应用[10,11]。

在新型航空发动机减重设计的需求牵引下，国内近年来针对Ti2AlNb合金部件的成形进行了大量的工程化应用研究，但在制备航空发动机用钛合金机匣等无缝环件的领域存在较大困难。制备此类异形环件，国外采用异形截面毛坯的精密轧制成形加胀形技术成形，材料利用率高；国内大都采用粗大的矩形截面毛坯进行轧制，机匣类零件材料利用率不足10%，成形精度存在着很大差距[12]。田伟等[13]研究Ti2AlNb环锻件的成形工艺时发现，变形次数增加到8镦8拔时才能保证组织的均匀性和材料良好的强塑性匹配。因此，由于Ti2AlNb合金的合金化程度高，变形抗力大，熔炼过程中出现的成分宏观偏析等缺陷会影响后续的锻造或焊接过程[14,15,16]，在制备具有较大尺寸和复杂结构的环形构件时，随着锻造步骤的增加，铸锭变形量不断累积，使材料发生失效开裂的风险迅速增加。

采用预合金粉末热等静压工艺能够解决铸造Ti2AlNb合金宏观成分偏析和微观组织不均匀等问题，可以制备大尺寸复杂构件，且材料成分和微观组织均匀，性能一致性好[17,18,19,20]。同时，用粉末冶金热等静压成形的合金或构件内部有一些孔隙，而热机械处理通常能愈合合金中的一些微小缺陷[21,22]。本课题组前期工作[23]表明，Ti2AlNb粉末合金具有良好的变形潜力，因此粉末冶金制坯+热机械变形可以大大缩短变形加工周期、提高工艺性能，是解决Ti2AlNb大尺寸异形环件制备问题的潜在方法。

本工作采用预合金粉末热等静压工艺制备Ti2AlNb粉末合金，考虑到大尺寸粉末坯料热等静压过程中的不均匀致密化问题，通过优化的热压制度制备粉末异形环坯。采用Gleeble热机械模拟实验分析了Ti2AlNb粉末合金的热变形规律，用于指导大尺寸异形截面粉末冶金坯料的环轧成形，并通过实际Ti2AlNb异形环坯的环轧实验及环轧后的组织与性能分析，验证Ti2AlNb粉末制坯+环轧成形工艺的可行性。

1实验方法

采用无坩埚感应熔炼超声气体雾化(electrode induction melting gas atomization，EIGA)法制备名义成分为Ti-22Al-24.5Nb-0.5Mo (原子分数，%)的预合金粉末。采用Mastersizer 2000型激光粒度仪测试粉末的粒度分布，在测试粉末粒度的同时，采用超声振荡使粉末充分分散，样品测试3次以保证测试结果的准确性。图1为本工作制备的Ti2AlNb粉末合金及异形环坯的粉末独立粒度分布图。粉末的粒度主要分布在0~250 μm，平均粒度为110 μm，曲线接近正态分布，这种大小颗粒混合分布的粉末有利于粉末的填充和振实。粉末合金的典型制备方法为[20]：在大气环境中将Ti2AlNb预合金粉末装入圆柱形低碳钢包套(或异形环模具)内，经过振实、真空除气和封焊等过程得到热等静压坯料。圆柱包套(直径40 mm)的热等静压致密化成型在QIH-21型热等静压炉中进行，热等静压制度为1030 ℃、140 MPa、3 h。异形粉末环坯的热等静压在RD(Z)-1-1250型热等静压炉中进行，用粉量超过400 kg，环坯最大直径D>800 mm，在到温前30~50 ℃增设1 h的保温台阶。实验所用的预合金粉末和异形环坯的化学成分如表1所示。

图1

图1Ti2AlNb预合金粉末的独立粒度分布

Fig.1Differential size distribution of Ti2AlNb pre-alloyed powder

表1Ti2AlNb预合金粉末及异形环坯的化学成分

Table 1Chemical compositions of Ti2AlNb pre-alloyed powder and special shaped ring billet

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采用S-3400N型扫描电镜(SEM)表征Ti2AlNb预合金粉末的表面形貌。采用Gleeble-3800热模拟试验机进行高温压缩实验，样品种类包含Ti2AlNb铸锭变形合金(wrought，铸锭+1200 ℃单相区开坯)和粉末热等静压态合金(HIP，圆柱形包套)。压缩样品尺寸为直径8 mm、长10 mm，实验温度分别为930、980、1005、1030和1050 ℃，升温速率5 ℃/s，保温时间3 min，应变速率选取0.001、0.01、0.1和1 s-1，真应变0.69。

采用ABAQUS 6.13有限元软件模拟Ti2AlNb粉末合金热等静压致密化过程中的致密度(ρ)变化趋势，第一种模拟参数是常规的包套尺寸(包套壁厚3 mm，填粉直径40 mm)，另一种模拟参数参考了异形环坯尺寸(包套壁厚8 mm，填粉直径100 mm)。为使样品保温，采用包套环轧工艺，包套为玻璃纤维。采用DK53K-700/600-4500/1000径-轴向数控辗环机对Ti2AlNb粉末异形环坯进行轧制，轧制前保温温度为1035~1045 ℃。对轧制后的Ti2AlNb异形环进行热处理，热处理制度为980 ℃、2 h、AC (air cooling)+830 ℃、24 h、AC。采用Zwick/Roell-Z050和MTS E45.105型试验机分别测试环轧本体取样的室温和650 ℃拉伸性能。采用VersaXRM-500型X射线三维成像系统(Micro-CT)对变形合金和粉末合金的组织均匀性进行表征[24]，采用S-3400N SEM表征Ti2AlNb粉末合金的显微组织。从异形环本体切取500 μm厚的薄片，利用砂纸打磨至20~30 μm，采用Tenupol-5电解双喷减薄仪减薄，双喷液用甲醇、正丁醇、高氯酸按5∶3∶2比例混合，温度-20 ℃，采用JEM-1400Plus型透射扫描电镜分析显微组织特征。

2实验结果与讨论

2.1样品组织

Ti2AlNb预合金粉末的表面形貌如图2所示，EIGA法制备的Ti2AlNb预合金粉末呈球形，表面存在发达的胞晶，呈现出典型的快速凝固的组织特征。从图2中还可以看到卫星球的形貌以及少量不规则形状的颗粒，这是由于气体雾化过程的制粉特点所致，卫星球的存在及少量不规则球形的粉末对Ti2AlNb预合金粉末的填充和振实密度影响不大[17]。2种工艺制备的Ti2AlNb合金组织如图3所示。

图2

图2Ti2AlNb预合金粉末的典型形貌

Fig.2Low (a) and high (b) magnified SEM images of Ti2AlNb pre-alloyed powder prepared by electrode induction melting gas atomization (EIGA) method

图3

图3Ti2AlNb热变形样品显微组织的SEM像

Fig.3SEM images of microstructures of wrought (a) and hot isostatic pressing (HIP) (b) Ti2AlNb samples

2.2 Ti2AlNb异形粉末环坯的制备

对于异形环坯而言，不仅用粉量增加，包套厚度也需要增加以确保结构的稳定性，尤其是保证模具在热等静压过程中不失稳。在Ti2AlNb大尺寸异形环坯(D>800 mm)的热等静压过程中，包套压力的屏蔽以及用粉量的差异会引起粉末合金内部的不均匀致密化，这种不均匀致密化是粉末合金热等静压成形过程中存在的典型问题[25,26]。图4给出了采用有限元软件模拟2种尺寸包套热等静压后的致密度结果。当包套壁厚为3 mm、填粉直径为40 mm (半径20 mm)时，包套中心处Ti2AlNb粉末合金的相对密度为99.2%~99.3%，整体密度分布均匀；当包套厚度为8 mm、填粉直径达到100 mm (半径50 mm)时，相对密度分布呈现明显的层递规律，最靠近底部芯部的致密度为98.7%，低于传统包套尺寸的最低水平。前期工作[27]表明，填粉直径增加会导致Ti2AlNb粉末合金的持久寿命下降22%，因此，通过有限元模拟结果可以看出，当包套壁厚和填粉直径增加时，采用传统的1030 ℃、140 MPa、3 h热等静压工艺，Ti2AlNb异形环坯的不均匀致密化现象严重。

图4

图42种包套尺寸Ti2AlNb粉末合金的相对密度分布图

Fig.4Relative density distributions of Ti2AlNb powder metallurgy (PM) alloy ond=3 mm,R=20 mm (a) andd=8 mm,R=50 mm (b) container conditions (d—thickness,R—radius）

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为了增加异形环坯的致密度，减少由于模具设计和模具尺寸引起的不均匀致密化现象，主要方法是优化热等静压制度，增加已有保温时间或增设新的保温保压台阶。通过热等静压在较高的温度和压力下保持足够长的时间，使粉末合金的相对密度接近理论全致密度。在设计保温台阶的同时，需考虑温度和压力的增加会影响模具的收缩变形，提升模具的失效风险，影响材料的组织性能等，最终采用同时升温升压的方式设计了改进的热等静压参数，在980~1010 ℃区间增设1 h的保温台阶，在1030 ℃保温保压3 h后炉冷至室温。图5给出了Ti2AlNb大尺寸异形环坯的显微组织，表2给出了异形环坯本体取样的拉伸性能。通过对比结果可以看出，制备的异形环坯的组织和拉伸性能与小尺寸圆柱形包套的参数一致，650 ℃、360 MPa条件下的平均持久寿命超过80 h，与小尺寸样品无明显差异，表明制备工艺合理可行。

图5

图5Ti2AlNb异形粉末环坯显微组织的SEM像

Fig.5Low (a) and high (b) magnified SEM images of microstructure of Ti2AlNb PM special shaped ring billet

表2Ti2AlNb异形粉末环坯与圆柱包套在室温和650 ℃的拉伸性能

Table 2Tensile properties of Ti2AlNb special shaped ring billet and cylindrical billet

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观察不同温度变形后的热压缩样品宏观形貌可以看出(图7)，在应变速率$\dot{?}$=0.1 s-1、1030 ℃条件下2种合金变形后表面完整，当变形温度下降至930 ℃，变形合金出现了严重的楔形裂纹。为了考察粉末合金的开裂行为，将热压缩温度继续降低，随着变形温度的降低，粉末合金可以承受更低的应变温度而不开裂，在750 ℃热变形后表面仍然光滑完整。热机械模拟实验是在等温绝热条件下进行的，变形窗口是理想状态，而实际环轧变形时坯料在转运、轧制等过程中难以避免出现温降，从而引起坯料不均匀变形甚至出现裂纹和开裂现象。热压缩实验中粉末合金在变形温度降低200 ℃左右时仍能展现出良好的可加工性，这对提高后续的大尺寸坯料的变形效率和降低开裂风险大有益处。

图7

图7不同温度热压缩实验后Ti2AlNb样品形貌

Fig.7Morphologies of Ti2AlNb samples after hot compression tests at different temperatures and 0.1 s-1

Ti2AlNb粉末合金这种变形不易开裂的特点与其均匀的微观组织和材料成分有关。图8给出了2种状态合金在1030 ℃、1 s-1条件下热压缩实验后的显微组织，变形合金的初始晶粒粗大，在累积变形量最大的中心部位晶粒明显细化，由于变形速率快，产生了明显的剪切带；粉末合金的初始晶粒细小，在经受较大形变以后，原本杂乱分布的晶粒产生了明显的变形取向。图8c和d是2种合金放大后的组织，两相区热变形发生O→α2+B2相转变，粉末合金中次生α2相在O/B2相界面析出，初生α2相进一步长大，原本细小的晶粒形貌逐渐模糊或消失。而在变形合金中，可以观察到长条状的α2相，这与变形合金的初始形貌以及采用的变形工艺相关，单一方向巨大变形量累积引起的长条α2相组织在基体上形成α2/B2界面，较长的脆性相极大地增加了开裂风险，容易形成裂纹源，最终导致变形合金在低温下的宏观失效。

图8

图8热压缩实验后Ti2AlNb显微组织的SEM像

Fig.8Low (a, b) and high (c, d) magnified SEM images of microstructures of wrought (a, c) and HIP (b, d) Ti2AlNb alloys after 1030 ℃ and 1 s-1compression test

另一方面，通过X射线三维成像技术分析了2种合金内部的成分均匀性，结果如图9所示。Ti2AlNb变形合金内部存在明显的带状组织，遗传了铸造合金的组织特点，锻态坯料易造成Al和Nb等合金元素沿锻造流线方向偏析，形成轻-重元素并行的夹层结构。图9b中粉末合金的组织分布均匀一致，这是由于预合金粉末在气体雾化过程中冷却速率极快，直接从液相通过非平衡凝固转变为亚稳的B2相，合金元素分布均匀，基本无偏析，后续的热等静压致密化过程中，粉末中的合金元素扩散均匀进行。因此在制备Ti2AlNb复杂构件的预变形坯料选择上，预合金粉末热等静压工艺得到的合金组织成分均匀，内部的协调变形能力更加可靠，相对于锻造、挤压、钣金等热加工方式表现出了极大的优势。

图9

图9Ti2AlNb合金的显微CT图

Fig.9Micro-CT pictures of wrought (a) and HIP (b) Ti2AlNb alloys

材料的变形能力与应变温度、速率、变形量、材料组织等多种因素有关，在动态材料模型(dynamic materials model，DMM)中，应变速率敏感因子m值(m=∂lnσ/∂ln$\dot{?}$)可以给出材料在一定温度条件下应力水平随应变速率变化的规律[31]，可以直观地看到应力水平波动的表现。图10绘出了热等静压态Ti2AlNb合金与变形合金的m值云图。粉末合金的应变速率敏感因子分布不均匀，数值跨度大，说明其热变形行为不稳定，经过变形开坯的变形合金，其应变速率敏感因子分布均匀，m值较高的区间接近实际的热变形参数范围。这是因为，Ti2AlNb预合金粉末的制备是一个急速冷却过程，粉末是由单一的亚稳态B2相组成，这种亚稳态相组成在两相区热等静压过程中达不到平衡态，粉末合金细小的晶粒组织也遗传了预合金粉末颗粒中的胞晶形貌特点。因此，在Ti2AlNb合金的相变点温度附近，粉末合金更容易发生相转变和组织形貌变化，进而引起应力水平波动和变形稳定性下降。粉末合金在进行热压缩实验前未经变形，不同于已经完成开坯的变形合金，变形行为存在抖动。

图 10

图 10Ti2AlNb合金的应变速率敏感因子(m)比较

Fig.10Counter maps of strain rate sensitivity value (m) for HIP (a) and wrought (b) Ti2AlNb alloys

总结Ti2AlNb粉末合金的热变形特点发现，Ti2AlNb粉末合金的热变形能力强，热加工窗口宽，粉末冶金工艺适合于制备异形截面的大尺寸环形毛坯。环轧是材料热变形加工方法中控制难度较大的工艺步骤，对于Ti2AlNb这种难变形的脆性金属间化合物，通常采取的是多道次小变形量的变形工艺，环轧一次成型具有很大难度[13]。在轧制温度的选择上，既要提高温度，保证Ti2AlNb环坯在转运、轧制过程中的温降不会引起变形抗力的急剧增加，使轧制过程顺利进行不发生开裂，又要避免过高的轧制温度影响Ti2AlNb合金轧制后的组织性能。结合热模拟压缩实验确定的基本变形温度窗口以及参考锻件的热变形温度，最终选择1035~1045 ℃ (β单相区相变点以下20 ℃)作为Ti2AlNb异形粉末环坯的轧制前保温温度。

在实际环件的轧制过程中，材料在转运过程中向空气大量散热，在轧制中与轧辊进行接触式热交换，温降明显，尤其是在环件的边缘部位，如果保温措施不当就会产生图11a所示的结果，转运时间过长会导致环坯迅速降温，在坯料边缘部位的温度降低较为严重(图11b)。由于坯料在转运和轧制过程中，上下端部近表面处和棱角处温度降低最快，考虑在环轧过程中增加保温纤维棉进行软包套轧制的方式保温。采用改进的保温措施(高温涂料+玻璃纤维)及异形环环轧工艺，坯料通过辐射、对流和热传导向环境的散热与轧制时的塑性变形热同时作用，可以保证终轧温度绝大部分在850 ℃以上。另一方面，异形环在不同高度的内外径不一致会导致环轧过程中不同高度下的主辊与芯辊线速度不匹配，容易引起上下端变形不一致的问题，不同高度下的壁厚差异也会导致轧制力的变化。最终，通过改进和设计Ti2AlNb异形粉末环坯和环轧模具的尺寸，粉末环坯1火成型到位，截面收缩率约30%，尺寸满足要求，无任何缺陷或裂纹产生，异形粉末环坯经机加后的形貌如图11c所示。

图11

图11Ti2AlNb粉末环件的轧制图片

Fig.11Rolling pictures of Ti2AlNb PM ring(a) rectangular ring with crack(b) ring rolling process of special shaped ring(c) special shaped ring after machining

2.4轧制后的组织与性能

图12给出了热变形前后Ti2AlNb粉末合金的组织变化。从图12a和b可以清晰地看到，预合金粉末热等静压工艺制备的Ti2AlNb合金具有明显的细小晶粒结构，黑色的α2相占据晶界位置，晶粒内O相板条杂乱地分布在B2相基体，三相共存的晶粒特征遗传了Ti2AlNb预合金粉末的颗粒胞晶组织，是由粉末冶金工艺特点决定的。经过约30%变形量(截面收缩率)的环轧成形后，Ti2AlNb合金的显微组织如图12c和d所示。由于累积变形量低，粉末合金没有产生明显的轧制取向。与未经热变形的合金相比，α2相的尺寸明显增大，以尺寸更大的块体存在，产生粗化和球化；细小晶粒形貌逐渐消失，晶界特征不明显。在热变形温度的两相区整体发生O→α2+B2相变，基体中的灰色O相板条细化，O相体积分数明显下降。由于粉末合金经过热变形后的组织特点，材料的室温拉伸强度上升，但塑性降低，如表4所示。

图 12

图 12Ti2AlNb异形粉末环坯轧制前后显微组织的SEM像

Fig.12Low (a, c) and high (b, d) magnified SEM images of Ti2AlNb PM alloy

(a, b) HIP (c, d) HIP + ring rolled

表4Ti2AlNb异形环的拉伸性能

Table 4Tensile properties of Ti2AlNb special shaped ring

Note:HT—heat treatment, 980 ℃, 2 h, AC (air coolilng)+830 ℃, 24 h, AC

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Ti2AlNb合金在温度变化时会发生B2→α2和B2→O的可逆相变，从而使合金的力学性能对显微组织与相组成敏感。前期工作[9]表明，固溶温度在980 ℃时，Ti2AlNb粉末合金具有最佳的力学性能匹配，由于合金显微组织的变化，通过参考铸锭变形合金的热处理制度[4,8,27]，时效温度选择在830 ℃。固溶温度980 ℃位于Ti2AlNb合金的三相区(935 ℃<${?}_{\mathrm{B}2+{?}_2+\mathrm{O}}$<1001 ℃)，时效温度830 ℃在两相区(TB2+O<935 ℃)。图13a所示为环轧样品的高倍组织。可以看到，热变形后促进了粉末合金的组织转变。块状α2相经980 ℃、2 h、AC+830 ℃、24 h、AC热处理后，块状的α2相在原位发生分解，生成B2+O相的细小网篮结构(图13b)，次生O相呈纳米级的针状。热等静压态Ti2AlNb粉末合金的晶粒结构在热处理后重新恢复，初生O相在晶界处长大，整体形成了近O+B2的两相组织。

图13

图13Ti2AlNb异形粉末环坯热处理前后的显微组织

Fig.13SEM images of Ti2AlNb PM alloy after HIP+ring rolled process (a) and HIP+ring rolled+HT process (b, c)

图14给出了热变形引起的组织变化。Ti2AlNb粉末合金的O板条较为粗大(图14a)，轧制成形后O相细化(图14b)，α2相析出。这是由于变形引起的位错更容易在滑移系较多的B2相运动，当位错驱动力继续增强，B2相会以嵌入的姿态分割粗大的O相板条，导致O板条变短变窄，一定数量的次生针状α2相在相变过程中沿O相析出。经热处理后，大量次生O相沿α2/B2界面析出，经热变形细化的初生O相板条经扩散后长大(图14c)。热变形+热处理后的作用使得Ti2AlNb异形粉末环组织中的O板条先细化再长大，形成球状、板条状和针状的多种O相结构。影响Ti2AlNb合金性能的关键因素包括O相的宽度和长度[20]，因此O相的细化和均匀分布是改善Ti2AlNb合金强韧性的关键因素。经热处理后形成的O+B2近两相组织具有良好的强韧性匹配，室温塑性得到显著改善，异形环的整体性能优于未经热变形的粉末合金。

图14

图14Ti2AlNb粉末合金的TEM像

Fig.14TEM images of Ti2AlNb alloy after HIP (a), HIP+ring rolled (b) and HIP+ring rolled+HT (c) processes

3结论

(1) 采用预合金粉末热等静压工艺制备的Ti2AlNb合金具有均匀的组织和化学成分及良好的热变形能力，因此能够比铸锭变形合金承受更低的变形温度(约200 ℃)而不开裂，但应力抖动受温度和应变速率影响敏感。

(2) 通过增设热等静压工艺的保温保压台阶成功制备出全致密的Ti2AlNb异形粉末环坯，环轧保温采用玻璃纤维软包套，保温温度1030~1045 ℃，异形环坯经2~3火次可轧制成形，轧制后粉末合金坯料表面光滑、变形均匀、过程无裂纹产生。

(3) 热变形促使Ti2AlNb粉末合金的O板条细化和α2相球化，提高了Ti2AlNb粉末合金的拉伸强度，经固溶+时效热处理后，与未变形粉末合金相比，异形环的拉伸塑性显著改善，强塑性匹配良好。

来源--金属学报