盧正冠，吳 杰，劉羽寅，徐 磊

(中國科學(xué)院金屬研究所，遼寧 沈陽 110016)

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Ti2AlNb合金粉末冶金件的熱變形行為和環(huán)軋過程的模擬研究

盧正冠，吳 杰，劉羽寅，徐 磊

(中國科學(xué)院金屬研究所，遼寧 沈陽 110016)

采用粉末冶金熱等靜壓工藝制備了Ti2AlNb合金坯料，為研究其開坯行為，采用Gleeble-3800熱機械模擬試驗機進行了熱壓縮試驗，另外采用Simufact有限元軟件模擬了粉末冶金Ti2AlNb合金的環(huán)軋過程，利用X射線三維成像技術(shù)獲取并計算了第一次環(huán)軋后的孔隙分布。結(jié)果表明，粉末冶金Ti2AlNb合金在應(yīng)變極小時達到峰值應(yīng)力，在變形初始階段應(yīng)力水平的變化不穩(wěn)定。壓縮變形后樣品晶粒內(nèi)O相板條結(jié)構(gòu)消除，晶界處α2相發(fā)生長大偏聚，變形條件引起的粉末冶金Ti2AlNb合金的相轉(zhuǎn)變是影響開坯行為穩(wěn)定性的主要原因。開坯階段環(huán)件邊緣處的溫降和應(yīng)變增長速率最快。變形可以愈合粉末冶金Ti2AlNb合金的孔隙。

Ti2AlNb合金；粉末冶金；熱變形；環(huán)軋

0 引 言

提高發(fā)動機推重比是發(fā)展新一代航空航天飛行器的重要研究內(nèi)容，對發(fā)動機熱端構(gòu)件的材料性能提出了更高的要求[1]。Ti2AlNb合金是一種由向Ti3Al系合金中添加大量Nb元素發(fā)展而來的新型金屬間化合物[2]，其在650～750 ℃具有良好的強韌性匹配，以及良好的抗蠕變性能和耐腐蝕性等，且密度較低，因此近年來成為航空航天結(jié)構(gòu)材料的研究熱點[3-5]。

Ti2AlNb合金的合金化程度高，變形抗力大，熔煉過程中容易出現(xiàn)成分的宏觀偏析等缺陷[6]。因此，在制備具有較大尺寸和復(fù)雜結(jié)構(gòu)的環(huán)形構(gòu)件時，隨著鍛造步驟的增加，鑄錠變形量會不斷累積，使材料發(fā)生失效開裂的風(fēng)險迅速增加。而利用粉末冶金熱等靜壓方法可以制備成分和性能均勻的Ti2AlNb合金，同時考慮到粉末冶金法能夠較好地控制預(yù)變形坯料的形狀和尺寸，減少加工步驟和變形量[7-9]。因此，粉末冶金制坯+熱機械變形是解決Ti2AlNb大尺寸復(fù)雜構(gòu)件制備問題的潛在方法，具有重要的研究意義。

前期工作表明，粉末冶金Ti2AlNb合金具有良好的變形潛力[10-11]，本研究通過分析其在Gleeble熱模擬壓縮實驗中的流變行為，并對變形后的顯微組織進行觀察，研究變形參數(shù)對開坯過程中組織轉(zhuǎn)變和應(yīng)力行為的影響。同時，采用Simufact有限元軟件進行環(huán)軋過程的仿真，分析溫度和應(yīng)力水平的變化趨勢。通過對粉末冶金Ti2AlNb合金開坯行為的研究，結(jié)合第一次環(huán)軋變形后孔隙分布的統(tǒng)計，旨在為粉末冶金Ti2AlNb合金熱機械變形的實際應(yīng)用提供實驗指導(dǎo)和理論依據(jù)。

1 實 驗

實驗材料為無坩堝感應(yīng)熔煉超聲氣體霧化(EIGA)+熱等靜壓(HIP)制備的φ45 mm×180 mm Ti2AlNb合金坯料[12]，名義成分是Ti-22Al-24Nb-0.5Mo (原子分數(shù))，預(yù)合金粉末和坯料的化學(xué)成分見表1。

表1 Ti2AlNb預(yù)合金粉末及坯料的化學(xué)成分(w/%)

熱等靜壓后的Ti2AlNb合金坯料顯微組織如圖1所示。從圖中可以看出，粉末冶金法制備的Ti2AlNb合金晶粒尺寸均勻細小。熱壓縮試驗樣品尺寸為φ8 mm×10 mm，變形速率分別為0.001、0.01、0.1、1、10 s-1，變形溫度為930、980、1 005、1 030、1 050 ℃，升溫速率為5 ℃/s，到溫后保溫3 min后開始變形，最大真應(yīng)變約0.69。壓縮后樣品迅速水淬，沿壓縮方向的軸線剖開，制備用于組織觀察的金相試樣。壓縮后樣品的組織形貌在JSM-6301F掃描電子顯微鏡(SEM)下進行觀察。

圖1 粉末冶金Ti2AlNb合金的背散射照片F(xiàn)ig.1 BSE image of PM Ti2AlNb alloy

采用Simufact有限元軟件建立粉末冶金Ti2AlNb合金的環(huán)軋模型，環(huán)件尺寸h=160 mm,R=175 mm,r=100 mm，模擬環(huán)件經(jīng)1 030 ℃保溫后的環(huán)軋過程。采用臥式軋機實施了粉末冶金Ti2AlNb合金的實際環(huán)軋，變形量約30%，采用X射線三維成像技術(shù)測試了粉末冶金Ti2AlNb合金環(huán)軋變形前后的孔隙分布。

2 結(jié)果和討論

2.1 應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖2為粉末冶金Ti2AlNb合金在不同變形條件下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖中可以看出，粉末冶金Ti2AlNb合金的應(yīng)力水平在應(yīng)變極小時達到峰值，接著迅速下降，當真應(yīng)變大于0.1時，應(yīng)力水平的變化趨于穩(wěn)定。材料的流變曲線反映了應(yīng)變硬化和動態(tài)軟化相互競爭的變化結(jié)果，變形開始階段以加工硬化為主，應(yīng)力水平迅速提高，說明粉末冶金Ti2AlNb合金開坯所需的作用力較大。當應(yīng)變量小于0.1時，應(yīng)力水平達到峰值又迅速下降，說明此時動態(tài)軟化起主要作用，材料發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，這種應(yīng)力水平的抖動會進一步增加開坯難度。隨著應(yīng)變量繼續(xù)增加，粉末冶金Ti2AlNb合金應(yīng)力水平的變化趨于穩(wěn)定，大部分呈下降趨勢。

圖2 粉末冶金Ti2AlNb合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Stress-strain curves of PM Ti2AlNb alloy

通過對粉末冶金Ti2AlNb合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線分析可以發(fā)現(xiàn)，在變形初始階段，合金的變形抗力大且不穩(wěn)定，隨著變形量的增加，變形抗力逐漸下降，說明動態(tài)軟化過程從開坯后占據(jù)了主要地位，應(yīng)變曲線符合動態(tài)再結(jié)晶曲線的形貌特點。另一方面，從圖2a中可以看出，在應(yīng)變速率相同時，整體應(yīng)力水平隨著變形溫度的增加而下降，1 030 ℃和1 050 ℃下的應(yīng)力水平接近；在圖2b中，當變形溫度相同時，應(yīng)力水平隨著應(yīng)變速率的增加而上升，這與其他溫度下的變化規(guī)律一致。

2.2 變形后的顯微組織

應(yīng)力水平在開坯階段的不穩(wěn)定變化說明粉末冶金Ti2AlNb合金的相組成發(fā)生了變化，即變形引起的做功引發(fā)材料中的相轉(zhuǎn)變，說明粉末冶金Ti2AlNb合金的相組成對變形敏感[13]。圖3為熱等靜壓態(tài)壓縮變形后粉末冶金Ti2AlNb合金的背散射照片，熱等靜壓法直接制備的粉末冶金Ti2AlNb合金(圖1)主要由晶界處黑色的α2相，晶粒內(nèi)部灰色的O相板條以及基體B2相組成。經(jīng)過1 030 ℃下壓縮變形后(圖3a)，晶粒內(nèi)的網(wǎng)籃結(jié)構(gòu)消失，材料主要由α2相和B2相組成。當變形溫度下降至930 ℃時(圖3b)，應(yīng)變速率仍為0.1 s-1，大部分晶粒內(nèi)部的O相沒有充分轉(zhuǎn)變，基本保持變形前的板條尺寸和形貌，圖像中心處的淺色條帶內(nèi)O相消失，顯示變形后的特征。因此，變形溫度是影響粉末冶金Ti2AlNb合金開坯中相轉(zhuǎn)變的重要因素，在較高的溫度下，更積極迅速的組織演化有利于減少材料的變形抗力。

圖3 粉末冶金Ti2AlNb合金在時經(jīng)不同溫度壓縮變形后的背散射照片F(xiàn)ig.3 BSE image of PM Ti2AlNb alloy deformed at different temperature with =0.1 s-1

圖4 粉末冶金Ti2AlNb合金在T=1 030 ℃,條件下壓縮變形后的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.4 SEM image of PM Ti2AlNb alloy deformed at T=1 030 ℃,

2.3 環(huán)軋的有限元模擬

通過前面的討論發(fā)現(xiàn)，粉末冶金Ti2AlNb合金的相轉(zhuǎn)變會顯著影響開坯過程中材料的應(yīng)力水平，而相轉(zhuǎn)變過程又受實際的變形溫度和應(yīng)變量等因素的影響。Gleeble熱壓縮試驗是一個等溫絕熱的過程，而實際鍛造中合金構(gòu)件由于尺寸效應(yīng)和大氣環(huán)境所限，變形條件更為苛刻，變形過程中的溫降難以避免。本研究結(jié)合已有的Gleeble壓縮試驗結(jié)果，擬定了粉末冶金Ti2AlNb合金的環(huán)軋參數(shù)，采用Simufact forming軟件構(gòu)建環(huán)軋模型，模擬實際環(huán)軋過程。

環(huán)軋進行60 s后，沿厚度方向的變形量約為30%，將外徑R至內(nèi)徑r四等分，從R至r依次標記為1～5點，圖5為從環(huán)件內(nèi)徑至外徑不同位置處的溫度和應(yīng)變隨時間變化的曲線，通過這種取點方式可以更清晰的觀察到溫度和應(yīng)力的分布變化。

圖5 環(huán)件不同位置處溫度和應(yīng)變隨時間變化的曲線Fig.5 Temperature-time and strain-time curves of chosen points at different positions

如圖5所示，環(huán)件變形前設(shè)計的保溫溫度是1 030 ℃，環(huán)軋過程開始后，內(nèi)徑和外徑處的溫降接近，且最為迅速，隨著軋制變形量的增加，做功引起的溫升緩解了內(nèi)徑和外徑處溫度的下降趨勢，但與環(huán)件內(nèi)部仍存在較大差異。觀察環(huán)軋中應(yīng)變的變化情況，發(fā)現(xiàn)環(huán)件內(nèi)徑處的應(yīng)變增加最為迅速，隨著軋制變形量的增加，內(nèi)徑處的應(yīng)變量遠遠超過其他區(qū)域。因此，粉末Ti2AlNb環(huán)件的邊緣處變形條件最苛刻，溫降最明顯且變形量大，在環(huán)軋開坯階段需要尤其注意和保護。

2.4 環(huán)軋后的孔隙分布

利用模具設(shè)計和熱等靜壓工藝成功制備了粉末冶金Ti2AlNb合金的預(yù)變形坯料，根據(jù)已有實驗基礎(chǔ)制定了粉末冶金Ti2AlNb合金的環(huán)軋參數(shù)并進行了實際環(huán)軋。熱等靜壓過程的不完全致密化可能會降低材料的性能[13]，微量孔隙是粉末合金非致密化的重要標志，利用X射線三維成像技術(shù)可以較好地統(tǒng)計合金內(nèi)部孔隙分布。圖6為變形前后粉末冶金Ti2AlNb合金內(nèi)部的孔隙分布圖。從圖中可以看出，熱等靜壓態(tài)的粉末冶金Ti2AlNb合金樣品內(nèi)部存在少量孔隙。經(jīng)環(huán)軋變形后，孔隙的尺寸和數(shù)量均減小，說明軋制變形能夠愈合粉末合金的孔隙缺陷。

圖6 粉末冶金Ti2AlNb合金環(huán)軋前后的孔隙分布Fig.6 Porosity distribution of PM Ti2AlNb alloy

3 結(jié) 論

(1)粉末冶金Ti2AlNb合金在開坯階段應(yīng)力水平不穩(wěn)定，隨著變形量的增加逐漸平穩(wěn)。相轉(zhuǎn)變是影響材料變形抗力變化的主要原因。

(2)粉末冶金Ti2AlNb合金在開坯階段的相轉(zhuǎn)變主要受變形溫度和變形量的影響，環(huán)軋過程中環(huán)件的邊緣處的變形條件苛刻。

(3)變形能夠愈合粉末冶金Ti2AlNb合金的孔隙。

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Simulation Study on Hot Deformation Behavior and Ring Rolling Process of PM Ti2AlNb Alloy

Lu Zhengguan, Wu Jie, Liu Yuyin, Xu Lei

(Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China)

Powder metallurgy (PM) Ti2AlNb alloy billet was prepared by hot isostatic pressing route. To study the blooming behavior of PM Ti2AlNb alloy, high temperature compression tests were conducted on Gleeble-3800 thermal-mechanical simulation testing machine. Besides, Simufact finite element (FE) software was also used to simulate the ring rolling process of PM Ti2AlNb alloy, and X-ray Micro Computed Tomography (Micro-CT) method was used to study the pore distribution in actual rolled PM Ti2AlNb ring.Results show that the flow stress of PM Ti2AlNb alloy reaches to the peak value at a small strain, and is unstable at the beginning process. After compression, O laths inside grain in deformed samples disappear and the presence ofα2phase growth and segregation at the grain boundaries are observed. The phase transformation caused by the changed deformation conditions is the main reason for the flow instability during deformation. The temperature drops and effective strain at the edge of ring increases rapidly, and the deformation is helpful to reduce the porosity of PM Ti2AlNb alloy.

Ti2AlNb alloy; powder metallurgy; thermal deformation; ring rolling

2016-06-05

徐磊(1977—)，男，副研究員。

TG337.6

A

1009-9964(2016)04-0031-05