相春杰，曹遠奎，劉彬，劉詠

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粉末冶金Ti-3Al-5Mo-4.5V合金的熱變形行為

相春杰，曹遠奎，劉彬，劉詠

(中南大學粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083)

以元素粉末為原料，通過混料、冷等靜壓及真空燒結(jié)制備Ti-3Al-5Mo-4.5V合金，在應變速率為0.001，0.01，0.1和1s?1，變形溫度為700，800，900和1000 ℃的條件下對合金進行熱壓縮變形，通過建立熱變形本構(gòu)方程，并繪出熱加工圖，研究粉末冶金鈦合金的熱變形行為及熱加工性能。結(jié)果表明，Ti-3Al-5Mo-4.5V合金在高應變速率下(700~800 ℃/0.01~1 s?1和800~960 ℃/0.2~1 s?1)變形時發(fā)生失穩(wěn)，失穩(wěn)機制為局部流變和內(nèi)部開裂。最佳變形區(qū)間為750~900 ℃/0.001 s?1，變形機制為動態(tài)再結(jié)晶?；诩庸D，對Ti-3Al-5Mo-4.5V合金棒材進行高溫軋制變形實驗，變形量高達98.4%，變形后的合金組織均勻細小。

粉末冶金；鈦合金；熱變形；加工圖；熱變形機制

鈦合金具有密度小(4.51 g/cm3)、強度高、抗疲勞與抗腐蝕性能優(yōu)異、無磁性等特性，并且具有良好的生物相容性[1?5]。Ti-3Al-5Mo-4.5V合金(TC16)是一種馬氏體α+β雙相合金，經(jīng)過固溶時效處理后強度達到1300 MPa以上，同時其抗疲勞性能好，淬透性高，對缺口和扭轉(zhuǎn)等應力集中的敏感性小，是制造螺栓和螺釘?shù)染o固件的理想材料[6?7]。目前，Ti-3Al-5Mo-4.5V合金緊固件的制備主要采用鑄錠冶金工藝，包含多次真空自耗熔煉、開坯鍛造、軋制、拉拔和緊固件成形加工等多道工序，高成本、難加工等問題一直制約其在汽車零部件和醫(yī)療器械等民用領(lǐng)域的大規(guī)模應 用[8?9]。粉末冶金工藝具有工藝簡單、近凈成形、原料利用率高以及成分可控、組織細小等眾多優(yōu)點，是制造低成本、高性能鈦合金的理想工藝[10]。但由于其固有的孔隙及夾雜等缺陷，通常需要通過后續(xù)的熱加工來進一步改善材料的組織與性能[11?12]。根據(jù)基于動態(tài)材料模型(dynamic materials model)建立的熱加工圖(processing map)，可確定最佳的加工工藝，分析材料的熱變形機制，已成功用于對鑄造鈦合金熱變形行為的研究[13]。LI等[14]對鑄態(tài)Ti-3Al-5V-5Mo合金的熱變形研究表明，在α+β兩相區(qū)的變形機制為α相的動態(tài)再結(jié)晶，而在β單相區(qū)內(nèi)為高應變速率時的動態(tài)回復及低應變速率時的晶界滑移。粉末冶金鈦合金具有不同于熔煉合金的組織特點，其熱變形行為也有所不同，但利用元素粉末法制備Ti-3Al-5Mo-4.5V合金，有關(guān)其熱壓縮行為的研究還未見報道。本文采用粉末冶金工藝制備Ti-3Al-5Mo-4.5V合金材料，對該材料進行等溫熱壓縮實驗，利用加工圖技術(shù)研究其熱變形行為及熱加工性能，同時基于優(yōu)化后的工藝參數(shù)，對Ti-3Al-5Mo-4.5V合金進行熱軋制變形。研究結(jié)果對合理制定粉末冶金Ti-3Al-5Mo-4.5V合金的變形工藝，從而獲得無缺陷粉末冶金工件具有重要的理論指導意義和實際應用價值。

1 實驗

所用的原料粉末為Ti粉、Mo粉和Al-V中間合金粉，表1所列為原料粉末的雜質(zhì)含量。Ti粉的平均粒徑為37 μm，Al-V合金粉的平均粒徑為54 μm，Mo粉的平均粒徑為22 μm。

表1 實驗用原料粉末的雜質(zhì)含量(質(zhì)量分數(shù))

按Ti-3Al-5Mo-4.5V質(zhì)量配比稱量Ti粉、Mo粉和Al-V中間合金粉，在氬氣保護下，經(jīng)過V型混料機混料8 h，隨后通過冷等靜壓制成直徑50 mm、長 300 mm的圓柱形壓坯，壓力為150 MPa，保壓時間為5 min。壓坯采用TYCM-1型真空燒結(jié)爐進行燒結(jié)，得到Ti-3Al-5Mo-4.5V合金樣品。燒結(jié)溫度為1250 ℃，燒結(jié)時間為3 h，燒結(jié)真空度為5×10?3Pa。

用線切割機將Ti-3Al-5Mo-4.5V合金樣品切成直徑8 mm、高12 mm的圓柱試樣，在Gleeble 3800 熱變形模擬試驗機上進行熱壓縮實驗，應變速率分別為0.001，0.01，0.1和1 s?1，變形溫度為700，800，900和1000 ℃，最大壓縮變形量為50%(真應變約為0.7)。實驗過程中采用惰性氣體(氬氣)保護。為了提高試樣各部分溫度分布的均勻性，采用3 ℃/s的升溫速率，在設定的實驗溫度保溫3 min后再進行熱壓縮試驗。在高速變形時，實際的流變曲線是包含隔熱溫升及摩擦等因素的流變曲線，有必要對其進行溫度和摩擦補正，本文所得的曲線均根據(jù) LI等[15]的方法進行摩擦和溫度修正。物相分析在RigakuD/MAx255oVB+型X射線衍射儀上進行，金相腐蝕采用Kroll試劑：5 mL HF+5 mL HNO3+90 mL H2O，采用Leica/ MeF3A型光學顯微鏡觀察顯微組織。采用裝備能譜(EDS)及電子背散射衍射分析(EBSD)附件的Quanta FEG 250型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)對試樣進行顯微組織分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖1和圖2所示分別為燒結(jié)態(tài)Ti-3Al-5Mo-4.5V合金的金相顯微組織和XRD譜。從圖1看出該合金為典型的層片狀α+β雙相組織，平均晶團尺寸約為105 μm，同時含有8.5%左右的殘留孔隙。從圖2可知，合金主要由α相和β相組成，未出現(xiàn)其它物相。雜質(zhì)含量分析表明合金的氧含量(質(zhì)量分數(shù))約為0.33%。

圖1 Ti-3Al-5Mo-4.5V合金的金相組織

圖2 Ti-3Al-5Mo-4.5V合金的XRD譜

2.2 熱變形流變行為

圖3所示為Ti-3Al-5Mo-4.5V合金熱壓縮變形后的宏觀形貌。從圖中可見該合金的變形性能良好，在所有變形條件下均未出現(xiàn)明顯的宏觀裂紋。圖4所示為Ti-3Al-5Mo-4.5V合金在溫度為700~1000 ℃，應變速率為0.001~1.0 s?1的條件下熱壓縮變形時的真應力–真應變曲線。從圖中可看出，流變應力隨應變速率提高而增大，隨變形溫度升高而降低。當變形溫度為700~900 ℃時，在變形初期，流變應力隨應變率增加而迅速增大，出現(xiàn)加工硬化現(xiàn)象；達到峰值應力后，隨應變率增加，流變出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，最后達到穩(wěn)態(tài)流變。當溫度提高到1000 ℃時，出現(xiàn)持續(xù)的加工硬化現(xiàn)象，流變軟化行為不明顯。

圖3 Ti-3Al-5Mo-4.5V合金在不同條件下熱壓縮變形后的宏觀形貌

圖4 Ti-3Al-5Mo-4.5V合金在不同條件下變形的真應力?真應變曲線

2.3 熱變形本構(gòu)方程

在高溫變形時，可用Arrhenius雙曲正弦方程描述應變速率、流變應力和溫度之間的關(guān)系[16?17]：

在高應力水平下：

在低應力水平下：

(3)

由式(2)和(3)可知，當溫度一定時，和1分別為ln–關(guān)系曲線和ln–ln關(guān)系曲線的斜率。對試驗數(shù)據(jù)進行線性回歸處理，得到不同變形溫度下ln–和ln–ln關(guān)系曲線，如圖5所示，求出1的平均值為6.54，的平均值為0.138，由于=/1，則值為 0.0211。

假定熱變形激活能在一定溫度范圍內(nèi)與無關(guān)，對式(1)兩邊取對數(shù)和偏微分，得到在一定溫度下變形激活能的計算式為：

對試驗數(shù)據(jù)進行線性回歸處理，繪制ln[sinh()] –(1/)關(guān)系曲線和ln–ln[sinh()] 關(guān)系曲線，如圖6所示。將直線斜率代入式(4)，求得不同溫度和不同應變速率條件下的變形激活能。

圖5 流變應力與應變速率的關(guān)系

Fig.5 Relationships between strain rateand flow stress(a) ln?; (b) ln? ln

圖6 ln[sinh(ασ)]?T?1關(guān)系曲線與ln?ln[sinh(ασ)]關(guān)系曲線