高強(qiáng)韌鈦合金熱加工變形特征及其影響因素

黃朝文，趙永慶，辛社偉，葛　鵬，周　偉，李　倩，曾衛(wèi)東

(1.西北工業(yè)大學(xué)　凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西　西安　710072)(2.西北有色金屬研究院，陜西　西安　710016)

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高強(qiáng)韌鈦合金熱加工變形特征及其影響因素

黃朝文1 ,2，趙永慶2，辛社偉2，葛鵬2，周偉2，李倩2，曾衛(wèi)東1

(1.西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西西安710072)(2.西北有色金屬研究院，陜西西安710016)

高強(qiáng)韌鈦合金作為結(jié)構(gòu)材料在航空、航天等領(lǐng)域中具有不可或缺的地位，是鈦合金發(fā)展最為重要的方向之一。綜述了幾種典型高強(qiáng)韌鈦合金熱加工過(guò)程中熱變形激活能(QD)、流變應(yīng)力及再結(jié)晶特征等最新研究進(jìn)展，總結(jié)了合金成分、熱加工參數(shù)及初始顯微組織等因素對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金熱加工變形的影響規(guī)律。最后，針對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金的熱加工研究提出了建議，以期為現(xiàn)有高強(qiáng)韌鈦合金的廣泛應(yīng)用及新型合金的研制提供參考。

高強(qiáng)韌鈦合金；熱加工；形變機(jī)制；組織演化；再結(jié)晶

recrystallization

0　引　言

近β及亞穩(wěn)β鈦合金因具有較高的強(qiáng)度(σb≥1 100 MPa)和良好的韌性(KⅠC≥55 MPa·m1/2)，又被稱(chēng)為高強(qiáng)韌鈦合金。這種鈦合金具有優(yōu)異的疲勞強(qiáng)度、良好的可加工性和可熱處理強(qiáng)化性能，尤其是較好的淬透性，被廣泛用于制作起落架轉(zhuǎn)向梁和骨架等大型飛機(jī)結(jié)構(gòu)件[1-5]，在航空、航天等領(lǐng)域結(jié)構(gòu)材料中具有不可或缺的地位，是鈦合金發(fā)展最為重要的方向之一。表1列出了當(dāng)前國(guó)內(nèi)外幾種高強(qiáng)韌鈦合金的典型力學(xué)性能[6-18]。

與近α及兩相鈦合金相比，高強(qiáng)韌鈦合金因合金化程度高，在熱加工過(guò)程中具有不同的變形特點(diǎn)。例如β穩(wěn)定元素含量高會(huì)強(qiáng)烈降低鈦合金的相變點(diǎn)(如高強(qiáng)韌近β型Ti-55531和Ti-1023合金的Tβ都在800 ℃左右，而中強(qiáng)兩相TC4鈦合金的Tβ約為995 ℃，近α型Ti-5Al-2.5Sn合金的Tβ約為1 050 ℃)，

表1　　　　幾種高強(qiáng)韌鈦合金的典型力學(xué)性能

導(dǎo)致熱加工溫度低、變形抗力大及組織不均勻性提高等。因此，研究高強(qiáng)韌鈦合金的熱加工變形特征對(duì)于控制其組織和性能是非常重要的。

本文對(duì)近幾年國(guó)內(nèi)外高強(qiáng)韌鈦合金熱加工變形行為的研究成果進(jìn)行了整理，系統(tǒng)闡述了高強(qiáng)韌鈦合金熱加工過(guò)程中熱變形激活能(以下簡(jiǎn)稱(chēng)QD)、流變應(yīng)力及再結(jié)晶的特征。從合金成分、熱加工參數(shù)及初始顯微組織等方面，總結(jié)了不同因素對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金熱加工的影響規(guī)律。另外，針對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金的熱加工研究提出了幾點(diǎn)建議，以期為現(xiàn)有高強(qiáng)韌鈦合金的推廣應(yīng)用及新型合金的研制提供參考。

1　高強(qiáng)韌鈦合金的熱加工變形特征

高強(qiáng)韌鈦合金的力學(xué)性能主要受α相的含量、尺寸、形態(tài)及分布等因素控制[19]。改變?chǔ)料嗵卣鞯闹饕绞接袩峒庸ず蜔崽幚?，其中，熱加工可使粗大α片破碎成?xì)小等軸狀。鍛造是高強(qiáng)韌鈦合金的主要熱變形方式，即對(duì)合金進(jìn)行反復(fù)加熱和鐓拔，通過(guò)合金組織的靜態(tài)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，使合金組織細(xì)化。同時(shí)，通過(guò)調(diào)整鍛造過(guò)程中的工藝參數(shù)(如溫度、變形量、變形速率等)，控制鈦合金的相變形式從而獲得所需要的組織形態(tài)[20]。

高強(qiáng)韌鈦合金熱加工過(guò)程的研究重點(diǎn)是合金的QD、流變應(yīng)力及再結(jié)晶行為等。以下將從這幾個(gè)方面闡述高強(qiáng)韌鈦合金熱加工過(guò)程不同于近α型及兩相TC4鈦合金的特點(diǎn)。

1.1高強(qiáng)韌鈦合金熱加工過(guò)程的QD及流變應(yīng)力特征

高強(qiáng)韌鈦合金的鍛造通常在β單相區(qū)或靠近β相變點(diǎn)的α+β兩相區(qū)進(jìn)行，其不含或只含少量α相。因此，雖然α相對(duì)QD及流變應(yīng)力有一定影響，但主要與β相相關(guān)。

表2列出了幾種典型高強(qiáng)韌鈦合金及兩相TC4鈦合金的熱加工變形參數(shù)[8, 13, 21-30]。由表2可知，所有合金在β單相區(qū)的QD比其在α+β兩相區(qū)的QD低，這是受α相的影響所致。并且，在α+β兩相區(qū)，溫度越低，α相含量越高，合金變形所需的QD也越高。這是因?yàn)閔cp結(jié)構(gòu)α相的自擴(kuò)散激活能比bcc結(jié)構(gòu)β相的高。此外，高強(qiáng)韌鈦合金的QD普遍較兩相TC4鈦合金的QD低。例如，應(yīng)變速率為10-3～10-1s-1、溫度為1 000～1 075 ℃時(shí)，Ti-5553合金的QD均值188 kJ/mol,約為T(mén)C4鈦合金QD均值376 kJ/mol的一半。由于高強(qiáng)韌鈦合金在β單相區(qū)的QD與純鈦β相的自擴(kuò)散激活能153 kJ/mol接近，因此，文獻(xiàn)[29,31]認(rèn)為此時(shí)高強(qiáng)韌鈦合金的熱變形機(jī)制主要為β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)。然而，TC4鈦合金在β單相區(qū)的QD遠(yuǎn)高于β相的自擴(kuò)散激活能，即TC4鈦合金在β單相區(qū)的熱變形機(jī)制為擴(kuò)散以外的變形機(jī)制起主導(dǎo)作用[32]。文獻(xiàn)[21]研究發(fā)現(xiàn)TC4鈦合金在β單相區(qū)的熱變形機(jī)制主要為動(dòng)態(tài)及亞穩(wěn)態(tài)再結(jié)晶。在β單相區(qū)，高應(yīng)變速率(≥1 s-1)下，Ti-15-3[13]、TC21[22]、Ti-1300[24-25]、TC18[26-27]、Ti-1023[30]、Ti-5553[28, 32]等高強(qiáng)韌鈦合金的流變應(yīng)力曲線(xiàn)均出現(xiàn)鋸齒狀非連續(xù)屈服，在兩相TC4鈦合金[21]及近α型TA7鈦合金[8]中都沒(méi)有發(fā)現(xiàn)此現(xiàn)象。Weiss I[8]和Zhu Y[22]認(rèn)為，這種鋸齒屈服是由于晶界處移動(dòng)位錯(cuò)增殖導(dǎo)致的。

表2　　　　幾種典型高強(qiáng)韌鈦合金與TC4鈦合金在β單相區(qū)及α+β兩相區(qū)的熱加工變形參數(shù)對(duì)比

圖1為幾種高強(qiáng)韌鈦合金和TC4鈦合金在平均流變速率為1 s-1時(shí)，流變應(yīng)力與鍛造溫度(T)及相對(duì)溫度(T-Tβ)的關(guān)系圖。由圖1可知，相同溫度下，除Ti-1300外，TC18、Ti-55531、Ti-1023等高強(qiáng)韌鈦合金的流變應(yīng)力普遍低于兩相TC4鈦合金。但若用鍛造溫度T與合金相變點(diǎn)溫度Tβ的差值(T-Tβ)表示流變應(yīng)力與溫度的關(guān)系，則TC18、Ti-55531、Ti-1023、Ti-1300等高強(qiáng)韌鈦合金的流變應(yīng)力均高于TC4鈦合金。這種相對(duì)較高的流變應(yīng)力主要是由合金化元素的固溶強(qiáng)化導(dǎo)致的。一方面，高強(qiáng)韌鈦合金在較高溫度下，晶粒粗大，晶界少，且高溫下晶界強(qiáng)度低于晶內(nèi)；另一方面，晶內(nèi)固溶了較多的合金元素，會(huì)產(chǎn)生顯著的固溶強(qiáng)化效應(yīng)。二者的共同作用使高強(qiáng)韌鈦合金的熱變形抗力明顯高于兩相TC4鈦合金。

圖1　　　　幾種高強(qiáng)韌鈦合金和TC4鈦合金在平均流變速率為1 s-1時(shí)，流變應(yīng)力與溫度、相對(duì)溫度的關(guān)系圖 Fig.1　　　　Flow stress as a function of temperature and relative temperature for several high strength-toughness titanium alloys and TC4 alloy deformed at an average flow rate of 1 s-1

1.2高強(qiáng)韌鈦合金再結(jié)晶的特征

高強(qiáng)韌鈦合金在β單相區(qū)和α+β兩相區(qū)有不同的再結(jié)晶行為。

在β單相區(qū)鍛造時(shí)，由于不存在α相，其典型的組織演化為β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶[33]。其再結(jié)晶過(guò)程為:β晶粒在外力作用下，沿垂直于壓應(yīng)力和平行于拉應(yīng)力方向被拉長(zhǎng)；然后隨變形量的增加，位錯(cuò)密度增加，β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)使β晶界多邊化呈鋸齒狀；之后，伴隨大角度晶界在初始β晶界附近形成粗大的亞晶，亞晶旋轉(zhuǎn)形成細(xì)小的β新晶粒。由此可知，β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)是β相動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的前期階段。高強(qiáng)韌鈦合金再結(jié)晶受應(yīng)變速率、微區(qū)結(jié)構(gòu)等因素影響。研究發(fā)現(xiàn)[24]，Ti-1300合金在β相區(qū)變形時(shí)，低應(yīng)變速率下，合金的變形機(jī)制以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主，高應(yīng)變速率下，以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度較低。Ti-5553合金在β相區(qū)鍛造時(shí)[28]，主要機(jī)制為在初始β晶粒的晶界附近連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，而β晶粒內(nèi)部再結(jié)晶較少。

在α+β兩相區(qū)鍛造時(shí)，除β相的再結(jié)晶外，還增加了α相變形、α/β界面及α/α亞晶界等對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金再結(jié)晶行為的影響。如片層α相彎曲、破碎、再球化，β相侵入α相和α/α亞晶界的滑移分離等[34-35]。但與近α相及兩相TC4鈦合金相比，高強(qiáng)韌鈦合金兩相區(qū)鍛造的相對(duì)溫度(T-Tβ)較高，鍛造過(guò)程中α相含量少，再結(jié)晶特點(diǎn)仍主要與β相相關(guān)。Ti-5553合金在α+β兩相區(qū)鍛造時(shí)[28]，隨著變形溫度的升高，晶界處的位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)演化為亞晶結(jié)構(gòu)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶增強(qiáng)。Ti-5553合金在700 ℃、高應(yīng)變速率下，再結(jié)晶以形成亞晶為主，晶粒有擇優(yōu)取向；低應(yīng)變速率下，晶粒呈隨機(jī)取向。TC18鈦合金在600、800 ℃熱加工過(guò)程中[34]，合金組織變化主要受β相的亞組織演化控制。800 ℃時(shí)，β相大量回復(fù)形成穩(wěn)定的α相亞結(jié)構(gòu)，相應(yīng)的亞晶直徑約為1.5 μm。然而，由于擴(kuò)散較慢，使800 ℃時(shí)再結(jié)晶不完全。600 ℃時(shí)，β相的回復(fù)過(guò)程更慢，導(dǎo)致β基體更大程度的細(xì)化。然而，β基體中粗大α片呈非均勻分布，使組織細(xì)化不均勻。與800 ℃熱加工相比，600 ℃時(shí)較多的α相促進(jìn)新的大角度晶界形成。同時(shí)，亞穩(wěn)β相在熱加工過(guò)程中分解，產(chǎn)生非常細(xì)小的α板條，形成晶粒尺寸為0.5 μm的超細(xì)晶。

2　高強(qiáng)韌鈦合金熱加工變形的影響因素

影響高強(qiáng)韌鈦合金熱加工變形的因素很多，主要有合金成分、熱加工變形參數(shù)、初始顯微組織等，其中熱加工變形參數(shù)包括變形溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變量和鍛后冷速。

2.1合金成分

合金成分對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金熱變形行為有強(qiáng)烈的影響。首先，合金成分強(qiáng)烈影響高強(qiáng)韌鈦合金中β相的穩(wěn)定性，進(jìn)而影響合金的β轉(zhuǎn)變溫度Tβ[19, 36]。圖2為合金元素及Mo當(dāng)量與Tβ的關(guān)系圖。通常，高強(qiáng)韌鈦合金中含有大量促進(jìn)β相穩(wěn)定的元素，如Cr、Fe、V、Mo、Nb等，添加這類(lèi)元素可增加合金的Mo當(dāng)量，促進(jìn)β相穩(wěn)定，擴(kuò)大β相區(qū)，降低Tβ。例如，將Ti-5Al-2.5Sn(TA7)合金中的Sn去掉，添加5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Mo、5%V、1%Cr和1%Fe則為T(mén)i-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe (TC18) 合金，其Tβ由1 050 ℃降至約875 ℃。又如，將TC18鈦合金中的Cr元素增加至3%，F(xiàn)e元素減少至0.5%，則為T(mén)i-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe(Ti-5553)合金，其Tβ由875 ℃降至約850 ℃。另外，高強(qiáng)韌鈦合金中常含有Al元素，可促進(jìn)α相穩(wěn)定，縮小β相區(qū)，提升Tβ[19]。例如，TC18鈦合金中的Al含量比TB10鈦合金高2%，其余元素含量相差不大，但TC18鈦合金的Tβ遠(yuǎn)比TB10鈦合金高。通常認(rèn)為中性元素Zr對(duì)合金的Tβ影響較小，但是F.Warchomicka等[29]研究發(fā)現(xiàn)向Ti-5553合金中添加1%的Zr元素，合金的Tβ會(huì)顯著下降，由原來(lái)的850 ℃降至803 ℃。其次，合金元素種類(lèi)及含量會(huì)顯著影響高強(qiáng)韌鈦合金熱變形的流變應(yīng)力。合金元素含量越高，種類(lèi)越多，固溶強(qiáng)化程度越大，流變應(yīng)力越高[36]。從圖2可以看出，Ti-55531合金元素種類(lèi)較Ti-1023合金多，但總的元素含量比Ti-15-3低，所以，Ti-55531合金熱變形時(shí)的流變應(yīng)力高于Ti-1023合金，但低于Ti-15-3合金。另外，添加Al元素會(huì)顯著降低層錯(cuò)能，增加動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的機(jī)率。如Ti-Al 系鈦合金加入 3%和6%的Al，其層錯(cuò)能分別降到 0.208 J/m2和0.132 J/m2，達(dá)到中等層錯(cuò)能級(jí)別[37-38]。

圖2　　　　合金元素及Mo當(dāng)量與Tβ的關(guān)系圖Fig.2　　　　Variation in Tβ with alloy composition and molybdenum equivalent

總之，合金成分對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金熱加工變形行為的影響主要體現(xiàn)為對(duì)Tβ、變形抗力及層錯(cuò)能的影響。

2.2熱加工參數(shù)

高強(qiáng)韌鈦合金的組織形態(tài)是通過(guò)控制熱加工工藝參數(shù)獲得的，目前主要的工藝參數(shù)有變形溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變量和鍛后冷速。上述熱變形參數(shù)對(duì)合金熱加工都有顯著影響，制定合理的熱加工工藝是控制加工件不開(kāi)裂的關(guān)鍵[20, 39]。

首先，變形溫度涉及合金加工過(guò)程中的動(dòng)態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶、熱塑性以及有效變形抗力，是控制合金組織形態(tài)的關(guān)鍵因素。一方面，溫度影響晶界遷移，從而影響再結(jié)晶。研究發(fā)現(xiàn)[24]，Ti-1300合金的變形溫度越高，原子自由能越高，晶界遷移率越高，再結(jié)晶越容易，材料的變形速率敏感性越高。另一方面，溫度影響α相形態(tài)及含量，進(jìn)而影響合金的再結(jié)晶及流變應(yīng)力。 TC18鈦合金在兩相區(qū)熱變形過(guò)程中[39-41]，片狀α相彎曲、破斷，形成細(xì)小等軸的項(xiàng)鏈狀組織。提高變形溫度可促進(jìn)α相球化，降低流變應(yīng)力。

其次，應(yīng)變速率對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金熱加工有重要影響。一方面，應(yīng)變速率對(duì)流變曲線(xiàn)及流變應(yīng)力有一定影響。應(yīng)變速率降低，合金流變應(yīng)力下降。這是因?yàn)殡S著應(yīng)變速率的降低，位錯(cuò)滑移增加，位錯(cuò)增殖速率較慢，加工硬化降低。此外，在β相區(qū)變形，應(yīng)變速率大于1 s-1時(shí)，流變曲線(xiàn)常出現(xiàn)明顯的鋸齒波現(xiàn)象，且鋸齒波動(dòng)程度隨變形速率的增加而更加明顯[32]。另一方面，應(yīng)變速率對(duì)形變機(jī)制有明顯影響。研究發(fā)現(xiàn)[26]，TC18鈦合金在910 ℃、應(yīng)變速率大于1 s-1時(shí)，因變形溫度較高且變形時(shí)間短，組織出現(xiàn)局部流變失穩(wěn)現(xiàn)象。熱鍛Ti-5553合金時(shí)，應(yīng)變速率不同，其變形機(jī)制亦不同[28]。在低應(yīng)變速率下，β晶界呈鋸齒狀，在初始β晶界附近，伴隨大角度晶界形成粗大的亞晶和新的細(xì)小晶粒；在高應(yīng)變速率下，β晶粒被拉長(zhǎng)比較明顯，晶界相對(duì)光滑，形成的亞晶和細(xì)小晶粒數(shù)量較少。另外，低溫快速變形可促進(jìn)片層α相的彎曲扭結(jié)，高溫慢速變形可促進(jìn)片層α相的破碎。

此外，應(yīng)變量對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金的熱加工變形機(jī)制和組織演化也有很大影響。應(yīng)變量是影響合金動(dòng)態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶的關(guān)鍵因素。隨著應(yīng)變量的增加，形變儲(chǔ)能增加，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力增大，再結(jié)晶數(shù)量增多，新晶粒細(xì)小。Ti-5553合金熱加工變形時(shí)[29]，較高的應(yīng)變速率下，增加應(yīng)變量，β相的晶格旋轉(zhuǎn)加劇，這種旋轉(zhuǎn)會(huì)使初生β晶界取向差增大，進(jìn)而在β初始晶粒附近通過(guò)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶格旋轉(zhuǎn)形成新的大角度晶界。α+β相區(qū)低應(yīng)變速率變形和β相區(qū)小變形的特征均為β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)。隨著應(yīng)變量的增加，大角度晶界和平均錯(cuò)配度也增加，由此產(chǎn)生幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。原因是初始β相隨應(yīng)變量的增加被拉長(zhǎng)變得平坦，晶界呈鋸齒狀，部分晶界破斷形成β亞晶。S.L.Raghunathan等[42]研究發(fā)現(xiàn)，Ti-1023合金熱變形時(shí)，隨著應(yīng)變量的增加，在β亞晶墻附近聚集的位錯(cuò)數(shù)量增加，導(dǎo)致亞晶的錯(cuò)配度增加。應(yīng)變量對(duì)合金熱變形過(guò)程的流變應(yīng)力也有一定影響。流變應(yīng)力隨應(yīng)變量增加先急劇上升，至峰值應(yīng)力后逐漸減小至恒定應(yīng)力。Ti-1023合金的流變應(yīng)力曲線(xiàn)在應(yīng)變約為0.05時(shí)出現(xiàn)一個(gè)峰值，接著出現(xiàn)應(yīng)變軟化；當(dāng)應(yīng)變?cè)黾拥郊s為0.3時(shí)，基本達(dá)到穩(wěn)態(tài)流變[42]。

另外，鍛后冷速對(duì)加工件的組織和強(qiáng)度有顯著影響。通常認(rèn)為，鍛后冷速主要影響晶界α相片層厚度，進(jìn)而影響合金性能。但S.K.Kar等[20]在研究Ti-5553合金鍛后冷速對(duì)合金力學(xué)性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，鍛后冷速對(duì)晶內(nèi)α相形態(tài)及合金性能有很大影響。β相區(qū)加工時(shí)，冷速越快，α盤(pán)的長(zhǎng)寬比越小，同時(shí)α盤(pán)數(shù)量越多，密度越大，α/β界面增多，屈服強(qiáng)度增大。但另一方面，α盤(pán)長(zhǎng)寬比減小，使β基體有更多連接，又使屈服強(qiáng)度降低。這兩種組織相反的影響導(dǎo)致合金從再結(jié)晶溫度以中等冷速(≈15 ℃/min)冷卻時(shí)可獲得最大的屈服強(qiáng)度。α+β相區(qū)加工時(shí)，冷卻過(guò)程生成的α片層較細(xì)少，多數(shù)情況下沿β相界分布的α相呈斷續(xù)狀。冷速越高，β轉(zhuǎn)變組織內(nèi)α片層越薄。如果冷卻速度極高，比如水淬，通常在β晶粒內(nèi)生成細(xì)針狀α"馬氏體，在隨后的熱處理過(guò)程轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片層的α相。

總之，熱加工參數(shù)對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金的變形行為有強(qiáng)烈影響，且各參數(shù)的影響有所不同。溫度首先影響相組分，其次影響流變應(yīng)力及變形機(jī)制；應(yīng)變速率影響晶界遷移及位錯(cuò)密度，從而影響流變應(yīng)力及回復(fù)再結(jié)晶；應(yīng)變量影響合金形變儲(chǔ)能、再結(jié)晶及流變應(yīng)力；鍛后冷速主要影響析出α相尺寸及形態(tài)，進(jìn)而影響合金性能。

2.3初始顯微組織

高強(qiáng)韌鈦合金初始顯微組織對(duì)熱變形也有一定影響[30]。在熱加工過(guò)程中，β基體會(huì)破斷形成細(xì)小的組織，片層α相會(huì)彎曲破碎球化。通常，全β相合金的熱加工變形機(jī)制主要為β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)及連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[37]，但若合金組織中有片層α相，則變形機(jī)制為片層α相的聚集、破碎及球化，β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)及α相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的混合機(jī)制。Li C等[40]研究TC18鈦合金熱變形時(shí)發(fā)現(xiàn)，片層α相的厚度顯著影響合金熱加工過(guò)程中的變形抗力。厚片層α相對(duì)塑性流變強(qiáng)烈的阻礙導(dǎo)致合金有較高的變形抗力，但厚片層的旋轉(zhuǎn)可減小變形早期的連續(xù)流變軟化。相反，薄片α相整體或傳遞式的移動(dòng)，不存在明顯的片層轉(zhuǎn)動(dòng)，所以對(duì)塑性流變的阻滯較小，合金則表現(xiàn)出較低的變形抗力和輕微連續(xù)的流變軟化。O.P.Karasevskaya等[41]研究發(fā)現(xiàn)，TC18鈦合金在熱加工過(guò)程中經(jīng)歷的加工硬化、屈服以及較長(zhǎng)時(shí)間的穩(wěn)態(tài)流變很大程度上與合金中α相的形態(tài)演變相關(guān)。相同條件下，含片層α相合金的流變曲線(xiàn)峰值應(yīng)力和流變應(yīng)力比含球狀α相合金的相應(yīng)應(yīng)力值高。另外，對(duì)于超細(xì)晶合金，熱加工變形時(shí)，細(xì)片α相對(duì)變形的影響是多方面的。一方面，擁有較高溶解激活能的薄片α相阻止α相的大量溶解，提高流變應(yīng)力；另一方面，細(xì)片α易破碎形成新的α晶粒，同時(shí)降低合金的流變應(yīng)力?？傮w而言，超細(xì)晶合金熱加工變形時(shí)變形抗力比粗晶大，但其延展性好，不易開(kāi)裂。

總之，初始顯微組織尤其是α相的形態(tài)、尺寸及含量會(huì)顯著影響高強(qiáng)韌鈦合金熱變形過(guò)程中的流變應(yīng)力及變形機(jī)制。長(zhǎng)片層α相較等軸α相易斷裂細(xì)化，但其流變抗力更高；片層α相厚度越大，其變形抗力也越大；超細(xì)晶合金的變形抗力與粗晶相比較大，但延展性好，變形時(shí)不易開(kāi)裂。

3　結(jié)　語(yǔ)

國(guó)內(nèi)外對(duì)高強(qiáng)韌鈦合金的熱加工進(jìn)行了大量研究，已獲得很多研究結(jié)果。但由于高強(qiáng)韌鈦合金組織對(duì)熱加工參數(shù)較為敏感，所以就其熱加工行為仍有很多問(wèn)題尚未解決。例如，由于尺寸效應(yīng)，對(duì)于高強(qiáng)韌鈦合金大尺度部件熱變形過(guò)程，不同部位的溫降對(duì)其變形機(jī)制和組織演化的影響，以及變形后冷卻過(guò)程的組織演變情況研究較少，缺少相關(guān)基礎(chǔ)數(shù)據(jù)等。因此，未來(lái)高強(qiáng)韌鈦合金熱加工的研究重點(diǎn)在于：①研究熱變形過(guò)程中試樣不同區(qū)域的溫度差異，以及其相關(guān)的熱加工變形機(jī)制和組織演化情況；②開(kāi)展熱加工過(guò)程因不同區(qū)域變形量的不同而導(dǎo)致的組織不均勻性及零部件性能不均勻性的研究等。

通過(guò)深入開(kāi)展上述研究，以期掌握高強(qiáng)韌鈦合金熱加工變形相關(guān)機(jī)理，獲得綜合性能更好的高強(qiáng)韌鈦合金，滿(mǎn)足不斷發(fā)展的航空航天結(jié)構(gòu)件的需求。

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Hot Deformation Characteristics of High Strength-toughness Titanium Alloys and its Influencing Factors

Huang Chaowen1 ,2, Zhao Yongqing2, Xin Shewei2, Ge Peng2, Zhou Wei2, Li Qian2, Zeng Weidong1

(1.State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China) (2. Northwest Institute for Nonferrous Metal Research, Xi’an 710016, China)

High strength-toughness titanium alloys have gradually attracted considerable attention as important engineering materials in aerospace and aircraft industries. The research progress of activation energy, flow stresses and microstructure development of high strength-toughness titanium alloys during hot working is then overviewed and concluded. Different influences of alloy composition, deformation factors and microstructure on plastic deformation mechanisms of high strength-toughness titanium alloys are summarized. Finally, some advices about the hot process of high strength-toughness titanium alloys are also made, in order to provide some valuable references to design and explore new high strength-toughness titanium alloys with better comprehensive performance.

high strength-toughness titanium alloys; hot working; deformation mechanisms; microstructure development;

2015-10-08

國(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目(51471136)；國(guó)家國(guó)際科

黃朝文(1988—)，男，博士研究生。

TG319

A

1009-9964(2016)01-0008-07

技合作項(xiàng)目(中法合作)(2015DFA51430)；陜西

省科技統(tǒng)籌創(chuàng)新工程計(jì)劃項(xiàng)目(2014KTCQ01-38)；

陜西省重點(diǎn)科技創(chuàng)新團(tuán)隊(duì)計(jì)劃鈦合金研發(fā)創(chuàng)新團(tuán)

隊(duì)項(xiàng)目(2012KCT-23)