不同原始組織Ti80合金熱變形行為及組織演變規(guī)律研究

陶 歡，孫二舉，潘一帆，郁 炎，宋德軍，余 巍

(中國(guó)船舶重工集團(tuán)公司第七二五研究所，河南 洛陽(yáng) 471039)

Ti80合金是一種近α型鈦合金，名義成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo。該合金是我國(guó)自主研制的785 MPa級(jí)船用結(jié)構(gòu)鈦合金，具有中等的室溫強(qiáng)度、良好的焊接性能和優(yōu)異的抗海洋環(huán)境腐蝕能力[1，2]，目前已成功用于深潛器耐壓殼體、高壓容器、船舶管路系統(tǒng)、緊固件、軸等[3-5]。影響鈦合金熱變形行為的因素眾多，主要包括變形溫度、應(yīng)變速率、變形量及原始組織類型等，若變形工藝設(shè)計(jì)不合理，則易產(chǎn)生“β脆性”、組織“遺傳性”等問(wèn)題，嚴(yán)重影響產(chǎn)品的使用性能[6-8]。

以原始組織分別為等軸組織和魏氏組織的Ti80合金為研究對(duì)象，通過(guò)熱模擬壓縮試驗(yàn)，開(kāi)展變形溫度850～1000 ℃、應(yīng)變速率0.01～10 s-1、變形量20%～60%條件下的熱變形行為研究，分析不同熱變形參數(shù)下Ti80合金的組織演變規(guī)律，期望為優(yōu)化其加工工藝提供參考。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為經(jīng)3次真空自耗電弧熔煉的規(guī)格為φ220 mm的Ti80合金鑄錠，其相變點(diǎn)為990～995 ℃。鑄錠經(jīng)多火次鍛造加工，得到φ100 mm的棒材，再經(jīng)不同工藝熱處理后，分別獲得等軸組織和魏氏組織，如圖1所示。

圖1 Ti80合金棒材的顯微組織Fig.1 Microstructures of Ti80 alloy bar: (a) equiaxed structure; (b) widmanstatten structure

采用線切割從2種組織的Ti80合金棒材上切取φ15 mm小圓棒，機(jī)加工成規(guī)格為φ10 mm×15 mm的熱壓縮試樣。熱壓縮試驗(yàn)在Gleeble-3500型熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，變形溫度為850、900、950、1000 ℃，變形速率為0.01、1、10 s-1，最大變形量為60%。壓縮試樣以10 ℃/s的升溫速度升至設(shè)定溫度后，保溫5 min，以消除溫差。壓縮完成后立即將試樣進(jìn)行水淬，以保留高溫變形組織。沿壓縮試樣軸向?qū)⑵鋸闹虚g剖開(kāi)，切取金相試樣。金相試樣經(jīng)機(jī)械拋光和化學(xué)腐蝕(腐蝕溶液為HF、HNO3、H2O按體積比5∶10∶85混合而成)后，采用OLYMPUS GX71金相顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。

2 結(jié)果與分析

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

圖2為等軸組織和魏氏組織Ti80合金在不同熱變形條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。從圖2可以看出，Ti80合金流變應(yīng)力隨溫度的升高而降低，隨應(yīng)變速率的增大而增大，屬于溫度敏感型和應(yīng)變速率敏感型材料。在變形初期，由于位錯(cuò)密度迅速增加，加工硬化效果明顯，流變應(yīng)力在小應(yīng)變量(ε<0.1)條件下迅速達(dá)到峰值。在兩相區(qū)(≤990 ℃)變形時(shí)，隨著應(yīng)變量的增大，流變應(yīng)力顯著下降，說(shuō)明發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，引起的軟化作用超過(guò)了加工硬化，當(dāng)應(yīng)變量繼續(xù)增加時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起的軟化與加工硬化趨于平衡，流變應(yīng)力趨于穩(wěn)定；在單相區(qū)(1000 ℃)變形時(shí)，流變應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加呈現(xiàn)穩(wěn)態(tài)特征，材料發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，軟化作用與加工硬化相互抵消。這是由于Ti80合金在相變點(diǎn)以下為密排六方結(jié)構(gòu)，層錯(cuò)能較低，不容易發(fā)生位錯(cuò)的交滑移，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶成為軟化的主要方式；而溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)，發(fā)生α→β相變，Ti80合金呈現(xiàn)體心立方結(jié)構(gòu)，層錯(cuò)能較高，容易發(fā)生位錯(cuò)的交滑移及攀移，所以超過(guò)相變點(diǎn)后合金更容易發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)[9，10]。

圖2 等軸組織和魏氏組織Ti80合金在不同應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.2 True stress-true strain curves of Ti80 alloy with equiaxed and widmanstatten structure at different strain rates：(a,d) 0.01 s-1；(b,e) 1 s-1；(c,f) 10 s-1

進(jìn)一步對(duì)比等軸組織和魏氏組織Ti80合金真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線可以發(fā)現(xiàn)，在低應(yīng)變速率下(0.01 s-1)，等軸組織不同溫度下流變應(yīng)力峰值均高于魏氏組織；而在高應(yīng)變速率下(1～10 s-1)，等軸組織流變應(yīng)力峰值均低于魏氏組織。在高應(yīng)變速率下(1～10 s-1)，魏氏組織流變應(yīng)力隨應(yīng)變量增大而減小的幅度大于等軸組織。圖3為等軸組織和魏氏組織Ti80合金在不同應(yīng)變速率下的流變應(yīng)力減小幅度隨溫度的變化曲線。以應(yīng)變速率10 s-1為例，在850～950 ℃溫度區(qū)間，魏氏組織流變應(yīng)力減小幅度分別為175、120、78 MPa，而等軸組織流變應(yīng)力減小幅度分別為100、75、18 MPa，二者相差明顯，說(shuō)明魏氏組織動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化程度相比等軸組織更加強(qiáng)烈。進(jìn)入單相區(qū)后，等軸組織和魏氏組織軟化機(jī)制均為動(dòng)態(tài)回復(fù)，軟化作用較弱。

圖3 等軸組織和魏氏組織Ti80合金在不同應(yīng)變速率下的流變應(yīng)力減小幅度隨溫度的變化曲線Fig.3 Variation curves of true stress reduction with temperature of Ti80 alloy with equiaxed and widmanstatten structure at different strain rates： (a) 1 s-1；(b) 10 s-1

2.2 變形溫度對(duì)顯微組織的影響

圖4為在應(yīng)變速率0.01 s-1、變形量60%條件下，等軸組織Ti80合金在不同溫度熱變形后的顯微組織。變形溫度為850 ℃時(shí)(圖4a)，原始等軸α相明顯長(zhǎng)大并被拉長(zhǎng)，呈大塊長(zhǎng)條狀，α相晶界發(fā)生局部遷移變得曲折，轉(zhuǎn)變?chǔ)陆M織中的次生片狀α相破碎，出現(xiàn)許多不規(guī)則的小顆粒狀α相，說(shuō)明Ti80合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[11，12]。變形溫度為900 ℃時(shí)(圖4b)，大塊長(zhǎng)條狀α相數(shù)量減少，球狀α相增多，同時(shí)小顆粒狀α相輪廓更加清晰，數(shù)量進(jìn)一步增加。變形溫度為950 ℃時(shí)(圖4c)，等軸α相的數(shù)量明顯減少，這是因?yàn)殡S著溫度升高，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率加快，α相向β相轉(zhuǎn)變?cè)龆?。變形溫度?000 ℃時(shí)(圖4d)，由于此時(shí)溫度已超過(guò)Ti80合金的α/β相變點(diǎn)，α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，在隨后的淬火中生成針狀馬氏體組織且β晶界清晰可見(jiàn)。

圖4 等軸組織Ti80合金在不同溫度下熱變形后的顯微組織Fig.4 Microstructures of Ti80 alloy with equiaxed structure hot deformed at different temperatures：(a) 850 ℃； (b) 900 ℃； (c) 950 ℃； (d) 1000 ℃

圖5為在應(yīng)變速率0.01 s-1、變形量60%條件下，魏氏組織Ti80合金在不同溫度熱變形后的顯微組織。變形溫度為850 ℃時(shí)(圖5a)，連續(xù)完整的原始β晶界已經(jīng)消失，晶界α相完全變形破碎，β晶粒內(nèi)部大部分具有較大縱橫比的片狀α相破碎細(xì)化形成等軸顆粒，只保留少部分不同位向的集束狀α相，表現(xiàn)出明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。變形溫度為900 ℃時(shí)(圖5b)，殘留的集束狀α相進(jìn)一步減少，顆粒狀α相無(wú)明顯變化，說(shuō)明此時(shí)仍處于再結(jié)晶軟化階段。變形溫度為950 ℃時(shí)(圖5c)，集束狀α相與900 ℃時(shí)相比變化不明顯，而顆粒狀α相有所長(zhǎng)大，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶趨勢(shì)減弱。變形溫度為1000 ℃時(shí)(圖5d)，α→β相變已經(jīng)完成，在快速冷卻過(guò)程中，β相轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，β晶界不明顯。

圖5 魏氏組織Ti80合金在不同溫度下熱變形后的顯微組織Fig.5 Microstructures of Ti80 alloy with widmanstatten structure hot deformed at different temperatures：(a) 850 ℃； (b) 900 ℃； (c) 950 ℃； (d) 1000 ℃

2.3 變形量對(duì)顯微組織的影響

圖6是等軸組織Ti80合金在應(yīng)變速率1 s-1、變形溫度950 ℃條件下，變形量分別為20%、40%、60%時(shí)的顯微組織。當(dāng)變形量為20%時(shí)(圖6a)，原始態(tài)長(zhǎng)條狀α相基本被破碎，初生等軸α相數(shù)量明顯減少，靠近晶界處發(fā)生了α相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成新的細(xì)小等軸晶粒。變形量增大至40%時(shí)(圖6b)，殘留的長(zhǎng)條狀α相完全破碎，細(xì)小等軸晶粒尺寸增大，等軸化趨勢(shì)明顯。當(dāng)變形量達(dá)到60%時(shí)(圖6c)，α相明顯粗化。這可能是由于變形程度增大使得形變熱效應(yīng)提升，試樣溫度升高，金屬原子快速擴(kuò)散，導(dǎo)致晶粒明顯長(zhǎng)大。

圖6 等軸組織Ti80合金經(jīng)不同變形量熱變形后的顯微組織Fig.6 Microstructures of Ti80 alloy with equiaxed structure hot deformed at different deformation degrees: (a) 20%; (b) 40%; (c) 60%

圖7是魏氏組織Ti80合金在應(yīng)變速率1 s-1、變形溫度950 ℃條件下，變形量分別為20%、40%、60%時(shí)的顯微組織。當(dāng)變形量為20%時(shí)(圖7a)，初始狀態(tài)β晶界仍清晰可見(jiàn)，晶界α相局部被打斷和破碎，可以觀察到晶界處有少量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，晶內(nèi)集束片狀α相出現(xiàn)了一定程度的扭曲。變形量為40%時(shí)(圖7b)，β晶界完全消失，晶界α相被進(jìn)一步破碎和細(xì)化，一部分晶內(nèi)α相拉長(zhǎng)并破碎形成短棒狀α相和等軸α相，不再是連續(xù)的整體形態(tài)分布，同時(shí)晶內(nèi)可觀察到明顯的α相動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。當(dāng)變形量進(jìn)一步增大至60%時(shí)(圖7c)，再結(jié)晶程度也逐漸增大，組織中晶界α相和片狀α相被進(jìn)一步破碎，形成大量細(xì)小的短條狀再結(jié)晶α晶粒，尺寸細(xì)小的等軸α相數(shù)量也顯著增多。

圖7 魏氏組織Ti80合金經(jīng)不同變形量熱變形后的顯微組織Fig.7 Microstructures of Ti80 alloy with widmanstatten structure hot deformed at different deformation degrees: (a) 20%; (b) 40%; (c) 60%

通過(guò)上述分析可知，在相同變形參數(shù)下，變形量對(duì)等軸組織和魏氏組織Ti80合金組織演變的影響是不同的。對(duì)于等軸組織而言，α相再結(jié)晶晶粒尺寸隨變形量的增加而增大，變形量為60%時(shí)組織粗化明顯。而對(duì)于魏氏組織Ti80合金，隨著變形量增大，集束片狀α相逐漸被破碎、打斷，由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶作用形成細(xì)小的短條狀和等軸α相，晶粒長(zhǎng)大趨勢(shì)不明顯。

3 結(jié) 論

(1) Ti80合金為溫度敏感型和應(yīng)變速率敏感型材料，在兩相區(qū)變形時(shí)軟化機(jī)制以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主，在單相區(qū)變形時(shí)以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主。低應(yīng)變速率條件下(0.01 s-1)，等軸組織流變應(yīng)力峰值高于魏氏組織；高應(yīng)變速率條件下(1～10 s-1)則相反，且魏氏組織動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化程度大于等軸組織。

(2) 在兩相區(qū)變形時(shí)，隨著溫度升高，等軸組織基體中初生α相逐漸減少，次生片狀α相由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶作用破碎形成不規(guī)則小顆粒；魏氏組織晶界α相完全被破碎，β晶粒內(nèi)部大部分片狀α相破碎細(xì)化形成等軸顆粒，只保留少量不同位向的集束狀α相。

(3) 變形量對(duì)Ti80合金組織影響顯著。隨著變形量增加，等軸組織中再結(jié)晶α晶粒尺寸增大，變形量為60%時(shí)組織粗化明顯；魏氏組織中集束片狀α相被逐漸破碎，形成細(xì)小的短條狀和等軸再結(jié)晶α晶粒。