Ti-55531近β鈦合金中針片α組織破碎的臨界變形條件

詹孝冬，張曉泳，李少君，李志友，周科朝

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Ti-55531近β鈦合金中針片α組織破碎的臨界變形條件

詹孝冬，張曉泳，李少君，李志友，周科朝

(中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083)

對具有初始針片α組織的Ti-55531合金進(jìn)行單道次壓縮變形，研究該合金在變形溫度為750~825 ℃、應(yīng)變速率為0.001~1 s?1條件下的熱變形行為，并結(jié)合應(yīng)力–應(yīng)變曲線和針片α組織的破碎球化現(xiàn)象，分析針片α組織破碎球化的臨界應(yīng)變條件。結(jié)果表明：變形過程中流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率增大或變形溫度降低而增大；合金發(fā)生屈服后，流變應(yīng)力隨應(yīng)變量增加先快速下降、后緩慢下降，直至趨于穩(wěn)態(tài)流變，d/d存在極小值，其對應(yīng)的應(yīng)變量為針片α組織發(fā)生破碎的臨界應(yīng)變量；應(yīng)變量小于時(shí)，針片α組織旋轉(zhuǎn)、彎折等引起的流變軟化作用占主導(dǎo)，應(yīng)變量大于時(shí)，針片α組織破碎球化引起的流變軟化作用占主導(dǎo)；隨應(yīng)變速率增大及變形溫度降低而增大，其預(yù)測模型可表示為。

Ti-55531合金；熱變形；本構(gòu)方程；破碎球化；臨界應(yīng)變

Ti-55531等高強(qiáng)韌近β鈦合金具有比強(qiáng)度高、淬透性好、以及較寬的加工工藝范圍等優(yōu)點(diǎn)，容易實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度、韌性等指標(biāo)的匹配性調(diào)控，并具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，作為1類高性能輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料，在航空領(lǐng)域受到極大重視，已大量用于制作大型運(yùn)輸機(jī)起落架、機(jī)身框架等關(guān)鍵部位的承力構(gòu)件[1?4]。對于包含近β體系在內(nèi)的鈦合金，其力學(xué)性能主要取決于針片與等軸α相的含量、尺寸及分布等[5]。然而，鈦合金在熱處理過程中析出的α相與β基體滿足嚴(yán)格的Burgers位相關(guān)系[6]，即{110}β//{0001}α，á111?β//á110?α，各向異性明顯，容易形成穩(wěn)定的針片α組織。要得到等軸α組織，需要在兩相區(qū)變形，使針片α組織破碎球化。因此研究熱變形過程中針片α組織的破碎球化規(guī)律，對于調(diào)控鈦合金顯微組織從而獲得良好力學(xué)性能具有重要意義。目前，關(guān)于近β體系鈦合金針片α組織破碎球化的研究，主要集中于針片α組織在熱變形過程中的演變規(guī)律及其破碎球化機(jī)理等方面[7?8]。WARCHOMICKA等[7]研究Ti-55531的熱變形行為時(shí)，發(fā)現(xiàn)針片α趨向于旋轉(zhuǎn)至與加載方向垂直的平面，并且在該平面上發(fā)生拉長，直至破碎球化成等軸形貌；LI等[8]的研究表明Ti-55511鈦合金在兩相區(qū)變形時(shí)，隨變形溫度升高及應(yīng)變速率降低，針片α組織更容易發(fā)生破碎球化，進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)，位錯從β基體切過α相是導(dǎo)致針片α組織破碎球化的主要原因。文獻(xiàn)[9?10]報(bào)道，在變形過程中，當(dāng)應(yīng)變量增加到某一程度時(shí)，針片α組織發(fā)生破碎球化，且對應(yīng)的臨界變形量跟變形溫度、應(yīng)變速率等變形條件密切相關(guān)。例如，TC18合金在等溫壓縮過程中，在60%~70%變形量范圍內(nèi)存在晶粒明顯細(xì)化的臨界應(yīng)變量[9]；改變TC17合金中針片α組織的形態(tài)需要一定的臨界應(yīng)變量，隨變形溫度升高和應(yīng)變速率降低，針片α組織發(fā)生破碎球化所需變形量減少[10]。由于熱變形是獲得等軸α組織的主要工藝途徑，明確針片α組織發(fā)生破碎球化的臨界應(yīng)變量及其與變形溫度、應(yīng)變速率的關(guān)系，對于近β鈦合金等軸α特征的熱變形調(diào)控具有重要意義。本研究針對Ti-55531近β鈦合金體系，首先通過熱處理，得到針片α組織，然后進(jìn)行熱模擬壓縮試驗(yàn)，得到宏觀應(yīng)力–應(yīng)變曲線，再結(jié)合宏觀應(yīng)力–應(yīng)變曲線與微觀組織演變的相關(guān)性，判斷針片α組織在不同變形溫度與應(yīng)變速率下發(fā)生破碎球化的臨界應(yīng)變條件，并采用Sellars模型構(gòu)建針片α相破碎的臨界應(yīng)變模型，為該合金在熱變形過程中的顯微組織調(diào)控提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)原料為湖南湘投金天鈦業(yè)科技有限公司提供的Ti-55531合金，合金的化學(xué)成分列于表1，相變點(diǎn)β=825±5 ℃。

將合金加熱到880 ℃保溫15 min后水冷，再在600 ℃時(shí)效2 h，所得組織如圖1所示。針片α長2~4 μm，寬0.2~0.4 μm，體積分?jǐn)?shù)約為37.4%，均勻分布于β基體內(nèi)，且互呈60°左右的位向關(guān)系。將經(jīng)過上述熱處理后的合金機(jī)加工成直徑8 mm、長度12 mm的圓柱形試樣，在Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行等溫壓縮實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)溫度分別為750，775，800和825 ℃，應(yīng)變速率分別為0.001，0.01，0.1和1 s?1，(熱模擬試驗(yàn)機(jī)的升溫速率為10 ℃/s，升到預(yù)設(shè)溫度保溫2 min后進(jìn)行壓縮。等溫壓縮過程中采用氬氣進(jìn)行保護(hù)，壓縮完成后立即水冷至室溫以保留變形組織。對壓縮變形后的試樣沿壓縮方向?qū)ΨQ切開，經(jīng)過研磨、機(jī)械拋光、腐蝕(腐蝕液組成為1.5 mL HF+3 mL HNO3+100 mL H2O)后，在NOVA NANOSEM場發(fā)射掃描電鏡(SEM)下觀察其顯微組織。

表1 實(shí)驗(yàn)用Ti-55531鈦合金的成分

圖1 Ti-55531鈦合金熱壓縮前的組織

2 結(jié)果與討論

2.1 應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖2所示為初始針片α組織的Ti-55531合金在溫度為750~825 ℃和應(yīng)變速率0.001~1 s?1條件下熱壓縮變形的應(yīng)力–應(yīng)變曲線。在變形開始階段，隨應(yīng)變量增加，應(yīng)力迅速增大，表現(xiàn)出明顯的加工硬化現(xiàn)象，這主要是因?yàn)樵谧冃纬跗冢罅课诲e增值和纏結(jié)，使得彈性應(yīng)力場顯著增大；當(dāng)應(yīng)變量繼續(xù)增加時(shí)，高層錯能的β相發(fā)生動態(tài)回復(fù)引起的軟化作用增強(qiáng)，流變應(yīng)力的增長速率隨應(yīng)變量增加而不斷降低；當(dāng)動態(tài)回復(fù)引起的軟化作用和加工硬化作用相等時(shí)，流變應(yīng)力達(dá)到最大值；隨著變形進(jìn)一步進(jìn)行，β相的動態(tài)回復(fù)繼續(xù)發(fā)展，此時(shí)針片α開始發(fā)生旋轉(zhuǎn)、彎折、破碎等變化，文獻(xiàn)[11]報(bào)道，針片α的這些變化有助于流變軟化作用進(jìn)一步增強(qiáng)，此時(shí)宏觀流變應(yīng)力開始下降；最后隨著α相破碎球化完成，加工硬化和流變軟化作用趨于平衡，變形進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流變階段。

從圖2還看出，在相同變形溫度條件下，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率增加而增大，這主要是由于應(yīng)變速率越大，短時(shí)間內(nèi)造成大量位錯增值和纏結(jié)，而動態(tài)回復(fù)等不能充分完成，從而導(dǎo)致流變應(yīng)力增大；而在相同應(yīng)變速率條件下，流變應(yīng)力隨變形溫度升高而降低，其原因是隨變形溫度升高，熱激活作用加強(qiáng)，更多的滑移系被激活而使得變形更容易進(jìn)行。而且變形溫度越高，β相的動態(tài)回復(fù)和針片α相的破碎球化也更容易進(jìn)行，從而導(dǎo)致流變應(yīng)力降低。

2.2 針片α破碎的臨界條件

近β鈦合金中，針片α組織十分穩(wěn)定，要使其破碎球化，熱力學(xué)和動力學(xué)上都必須滿足一定的臨界條件。已有研究表明，在熱變形過程中，合金顯微組織的演變在宏觀應(yīng)力?應(yīng)變曲線上有所體現(xiàn)[12?13]。圖3所示為初始針片α組織的Ti-55531合金在變形溫度750 ℃、應(yīng)變速率0.001 s?1下的應(yīng)力–應(yīng)變曲線，從圖中可以看出，當(dāng)壓縮至合金發(fā)生屈服以后，隨應(yīng)變量進(jìn)一步增加，應(yīng)力出現(xiàn)先較快下降、后緩慢下降、直至形成穩(wěn)態(tài)流變的趨勢。對該應(yīng)變范圍內(nèi)的曲線進(jìn)行求導(dǎo)，繪出圖3內(nèi)的插圖d/d–曲線，d/d出現(xiàn)極小值，即存在流變軟化速率突變的拐點(diǎn)。

圖4所示為針片α組織的Ti-55531合金在變形溫度為750 ℃、應(yīng)變速率0.001 s?1的條件下壓縮至不同應(yīng)變量后的顯微組織。由圖可見，與初始針片α互為約60°角排列(見圖1)相比，當(dāng)壓縮至真應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)，在基體塑性流動的作用下，針片α發(fā)生旋轉(zhuǎn)，三角位相關(guān)系被破壞；壓縮至真應(yīng)變0.3(圖3內(nèi)的插圖d/d–曲線拐點(diǎn)對應(yīng)的應(yīng)變量)時(shí)，針片α發(fā)生明顯旋轉(zhuǎn)且被拉長，旋轉(zhuǎn)和拉長的方向與圓柱體壓縮時(shí)合金塑性流動方向一致，且部分針片α發(fā)生塑性彎折(圖4(b)中a處)和拉伸斷裂(圖4(b)中b處)；壓縮變形量為0.4時(shí)，大量針片α發(fā)生破碎球化，但仍有少量較粗大的針片α組織；壓縮變形量為0.5時(shí)，針片α的破碎球化基本完成，轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸α組織。

圖2 Ti-55531鈦合金熱壓縮的真應(yīng)力–真應(yīng)變曲線

圖3 溫度為750 ℃，應(yīng)變速率為0.001 s?1條件下流變應(yīng)力σ與dσ/dε隨應(yīng)變量ε的變化關(guān)系

根據(jù)真應(yīng)變從0.2增加至0.4對應(yīng)的顯微組織演變過程可知，在真應(yīng)變0.2~0.4之間存在使針片α破碎球化的臨界應(yīng)變量，當(dāng)真應(yīng)變超過該臨界應(yīng)變量時(shí)，針片α開始發(fā)生破碎球化。結(jié)合顯微組織演變和宏觀應(yīng)力–應(yīng)變曲線發(fā)現(xiàn)，在合金發(fā)生屈服初期，隨α相三角位相關(guān)系被破壞，針片α隨基體塑性流動發(fā)生旋轉(zhuǎn)，宏觀流變軟化速率逐漸增大。當(dāng)針片α旋轉(zhuǎn)至與基體塑性流動方向一致，并且部分針片α發(fā)生塑性彎折和拉伸斷裂時(shí)，流變軟化速率達(dá)到最大(對應(yīng)圖3中應(yīng)力?應(yīng)變曲線的拐點(diǎn)處，對應(yīng)d/d–曲線中的極小值)。隨應(yīng)變量進(jìn)一步增加，針片α破碎球化成等軸α組織，流變軟化速率開始逐漸減小。當(dāng)針片α破碎球化基本完成后，變形逐漸接近穩(wěn)態(tài)流變。

通過上述分析可知，針片α發(fā)生旋轉(zhuǎn)、塑性彎折以及破碎球化都會引起合金流變軟化，這與JONES等[14]的研究結(jié)果一致。同時(shí)本研究還發(fā)現(xiàn)，在應(yīng)力–應(yīng)變曲線拐點(diǎn)之前，針片α發(fā)生旋轉(zhuǎn)、塑性彎折等引起的流變軟化占主導(dǎo)作用，拐點(diǎn)之后，針片α大量破碎球化引起的流變軟化起主導(dǎo)作用。通過比較拐點(diǎn)前后流變軟化速率的變化趨勢可知，針片α發(fā)生旋轉(zhuǎn)、塑性彎折等引起的流變軟化作用大于其破碎球化引起的流變軟化作用。由此可知，應(yīng)力–應(yīng)變曲線上拐點(diǎn)對應(yīng)的應(yīng)變量為針片α破碎球化的臨界應(yīng)變量，用表示。

圖4 Ti-55531鈦合金在750 ℃變形溫度和0.001 s?1應(yīng)變速率下不同應(yīng)變量的顯微組織

圖5(a)所示為在應(yīng)變速率0.001 s?1時(shí)、不同變形溫度下的d/d–曲線，曲線最低點(diǎn)對應(yīng)的應(yīng)變量即為臨界應(yīng)變量。由圖可見，變形溫度越高，越小，即針片α越容易發(fā)生破碎。圖5(b)所示為在變形溫度為775 ℃時(shí)不同應(yīng)變速率下的d/d–曲線，可見應(yīng)變速率越小，越小，即針片α越容易發(fā)生破碎。這是因?yàn)獒樒恋钠扑榍蚧铅?β界面遷移的過程，而界面遷移受合金元素?cái)U(kuò)散速率的影響[15]。變形溫度越高，應(yīng)變速率越低，則合金元素?cái)U(kuò)散速率越快，擴(kuò)散時(shí)間越充分，針片α有足夠的能量與時(shí)間通過界面遷移而實(shí)現(xiàn)破碎球化。

圖5 不同熱變形條件下的dσ/dε-ε曲線

2.3 針片α破碎臨界應(yīng)變預(yù)測模型

根據(jù)SEMIATIN等[16]和SELLARS[17]的研究，針片α破碎球化的臨界應(yīng)變和峰值應(yīng)變都是變形溫度及應(yīng)變速率的函數(shù)。鑒于此，將不同熱變形條件下針片α破碎球化的臨界應(yīng)變與峰值應(yīng)變p進(jìn)行回歸分析，得到的關(guān)系曲線如圖6所示。由圖可見，和p較好地滿足線性關(guān)系，設(shè)比例系數(shù)為1，可得：

峰值應(yīng)變與應(yīng)變速率、變形溫度之間的關(guān)系可用Sellars模型[17]進(jìn)行表征，其表達(dá)式如下：

式中：p為峰值應(yīng)變；為Zener-Hollomon參數(shù)[18]；為應(yīng)變速率，s?1；為熱變形激活能，kJ/mol；為氣體常數(shù)；為絕對溫度，K；2和為材料常數(shù)。

POIRIER[19]的研究表明，金屬和合金的熱變形行為是熱激活過程，因此提出用包含變形激活能和Zener-Hollomon參數(shù)的Arrhenius方程來描述這種熱激活行為，其表達(dá)式為：

對式(4)兩邊取自然對數(shù)的偏微分，得出變形激活能與溫度、應(yīng)變速率的關(guān)系為：

式(4)和(5)中：、、均為與溫度無關(guān)的常數(shù)；m為峰值應(yīng)力，MPa。式(5)的右邊第1項(xiàng)為摩爾氣體常數(shù)；第2項(xiàng)為溫度一定時(shí)關(guān)系曲線的斜率；第3項(xiàng)為應(yīng)變速率一定時(shí)關(guān)系曲線的斜率。對不同變形溫度和應(yīng)變速率條件下的峰值應(yīng)力進(jìn)行回歸分析，得出該實(shí)驗(yàn)條件下Ti-55531鈦合金的熱變形激活能=392.3 kJ/mol。

將不同變形條件下的參數(shù)值、峰值應(yīng)變p以及臨界應(yīng)變量代入式(1)和(2)，再進(jìn)行回歸處理，得到各個(gè)參數(shù)的值為：1=3.315，2=0.000596，=0.121，代入式(6)得到針片α破碎的臨界應(yīng)變模型為：

=

根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，得到圖7中的數(shù)據(jù)點(diǎn)，繪出針片α破碎臨界應(yīng)變量與參數(shù)之間的關(guān)系曲線，其相關(guān)系數(shù)=0.976，說明模型的準(zhǔn)確性較好。

圖7 臨界應(yīng)變與參數(shù)的關(guān)系曲線

Fig.7 Relationship between critical strain and Zener-Hollomon parameter

3 結(jié)論

1) 熱變形參數(shù)對Ti-55531合金的流變應(yīng)力影響顯著，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率增大及變形溫度降低而 增大。

2) 對于初始針片α組織的Ti-55531合金，當(dāng)壓縮至合金發(fā)生屈服以后，應(yīng)力隨應(yīng)變量增加出現(xiàn)先較快下降，后緩慢下降，直至趨于穩(wěn)態(tài)流變。

3) Ti-55531合金的變形過程中存在針片α破碎球化的臨界應(yīng)變量。達(dá)到臨界應(yīng)變量前，針片α旋轉(zhuǎn)、彎折等引起的流變軟化作用占主導(dǎo)，達(dá)到臨界應(yīng)變量后，針片α破碎球化引起的流變軟化作用占主導(dǎo)，并且臨界應(yīng)變量前針片α旋轉(zhuǎn)、彎折引起的流變軟化作用大于臨界應(yīng)變量后針片α破碎球化引起的流變軟化作用。

4) 針片α破碎球化的臨界應(yīng)變量隨應(yīng)變速率增大及變形溫度降低而增大，Ti-55531合金的針片α破碎球化臨界應(yīng)變量的預(yù)測模型為。

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(編輯 湯金芝)

Critical conditions of lamellar α crushing during hot deformation in Ti-55531 near-β titanium alloy

ZHAN Xiaodong, ZHANG Xiaoyong, LI Shaojun, LI Zhiyou, ZHOU Kechao

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Hot deformation behavior of Ti-55531 with the lamellar α initial structure was studied through single-stroke isothermal compression at the temperature of 750?825 ℃ and strain rate of 0.001?1 s?1. By further combining the stress-strain curves and the fragmentation and spheroidization of lamellar α, the critical strain corresponding to the onset of the fragmentation and spheroidization of lamellar α was analyzed. The results indicate that the flow stress increases with increasing strain rate or decreasing of deformation temperature. After yielding, the flow stressincreases sharply, and then increases slightly till reaching the steady flow with the increase of strain, in which d/dhas a minimum value corresponding to the critical strain. Before the critical strain, the flow softening mainly results by the rotation and buckling of lamellar α. When the strain is higher than the critical strain, the lamellar fragmentation and spheroidization have the dominant contribution to the flow softening. The critical strain increases with increasing strain rate and decreasing deformation temperature. The model for predicting the critical strain can be described as.

Ti-55531 alloy; hot deformation; constitutive equation; fragmentation spheroidization; critical strain

TG306

A

1673?0224(2016)05?665?07

2014年裝備預(yù)研教育部支撐技術(shù)項(xiàng)目(62501036033)；2015年粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室自主課題

2015?04?03；

2015?07?29

張曉泳，副研究員，博士。電話：0731-88830464；E-mail: zhangxiaoyong@csu.edu.cn