朱堂葵，王 柯

(1.義烏工商職業(yè)技術學院, 浙江 義烏 322000) (2.重慶大學, 重慶 400044)

TA19鈦合金是專門為航空發(fā)動機開發(fā)的一種鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si(w/%)，對應的美國牌號為Ti6242S鈦合金。TA19鈦合金具有比強度高、高溫性能好、耐腐蝕性能好和焊接性能良好等特點，是航空發(fā)動機所用的一種重要的結構材料[1,2]。同時，通過合適的熱加工工藝，可以對TA19鈦合金中等軸α相、片層α相和針狀α相的相對含量、形貌和尺寸進行調控，從而進一步優(yōu)化其力學性能[3, 4]。

鈦合金變形加工窗口較窄，并且變形抗力大，其高溫變形力學行為和微觀組織演變對工藝參數非常敏感。為了優(yōu)化鈦合金高溫變形過程的工藝參數，必須對其高溫變形力學行為及其加工性能進行深入研究。材料的加工性能與材料的化學成分、原始組織狀態(tài)、加工歷史及變形溫度、應變速率和應變等參數有關[5,6]。熱加工圖是評價材料加工性優(yōu)劣的圖形，是金屬材料加工工藝設計的有力工具。

熱加工圖是由Prasad等[7-9]依據動態(tài)材料模型(dynamic material modeling, DMM)相關理論而提出建立的，它能直觀地反映出材料在不同變形條件下微觀組織的演變規(guī)律，揭示塑性變形機理，還能預測塑性變形過程中各類缺陷的產生，籍此可評估材料加工性能的優(yōu)劣，制定及優(yōu)化材料的熱加工工藝。近年來，基于動態(tài)材料模型建立的熱加工圖得到了廣泛應用并不斷完善，為優(yōu)化TA10[8]、Ti6242S[10]、Ti6554[11]、Ti55511[12]、Ti80[13]、Ti5331[14, 15]、TC17[16]等鈦合金加工工藝提供了一定的理論指導和實踐經驗。然而，目前關于雙態(tài)組織TA19鈦合金的高溫變形行為和熱加工圖的研究仍然較少。因此，本研究基于動態(tài)材料模型，建立TA19鈦合金的熱加工圖，探討工藝參數對熱加工圖和微觀組織的影響行為，為優(yōu)化TA19鈦合金高溫塑性變形工藝參數提供一定的理論依據。

1 熱加工圖構建理論

動態(tài)材料模型認為，承受變形的鍛件是一個非線性能量耗散單元。外力對鍛件輸入的能量主要貢獻于2個方面[5,17-22]：一是塑性變形，其中大部分轉化為熱量，少部分儲存于鍛件中；二是微觀組織演變，如相轉變、動態(tài)回復(DRV)、動態(tài)再結晶(DRX)等。由塑性變形耗散的能量可用G表示，由微觀組織演變耗散的能量可用J表示。其中，塑性失穩(wěn)和斷裂過程與G有關，微觀組織演變與J相關。鍛件在塑性流動過程中吸收的能量(P)可表示為：

(1)

式中：σ為流動應力，MPa；ε為應變速率，s-1。因此，J和G的分配比例可以用式(2)表示：

(2)

可見，這個比值等效于應變速率敏感性指數(m)[5, 18-21]。由式(2)可以看出，應變速率敏感性指數(m)可看成能量分配指數，把吸收的總能量以一定的比例分別消耗于塑性變形(G)和微觀組織演變(J)中。在一定的變形溫度和應變下，J可以由式(3)計算：

(3)

對于理想的線性能量耗散單元[7]，m=1。而非線性能量耗散單元的值經過與線性能量耗散單元的值歸一化后，可得到一個無量綱的參數——能量耗散率(η)[5, 6, 18-20, 22]。

(4)

η參數反映了在一定的變形溫度和應變速率范圍內各種微觀組織變化機制。一般來講，當材料在熱變形過程發(fā)生了動態(tài)回復、動態(tài)再結晶和超塑變形等行為時，其對應的加工工藝下η值較高，也意味著有利于材料的塑性加工。

Prasad等[7]根據Ziegler[23]提出的最大熵產生率原理，推導得出材料高溫變形過程中流動不穩(wěn)定性的判據為：

(5)

2 實 驗

實驗所用原材料為φ50 mm的TA19鈦合金鍛棒，其化學成分(w/%)為： Al 5.80， Sn 1.88， Mo 1.91， Zr 3.78， Si 0.08， Fe 0.02， C 0.01， O 0.11，其余為Ti。TA19鈦合金相變點為1000 ℃，原始組織為雙態(tài)組織，如圖1所示。TA19鈦合金熱模擬壓縮試樣為φ8.0 mm×12.0 mm的圓柱體。熱模擬壓縮試驗在Gleeble-3500熱模擬壓縮試驗機上進行，變形溫度分別為820、860、900、940和980 ℃，應變速率分別為0.01、0.1、1.0和10.0 s-1，變形量為60%。

圖1 TA19鈦合金原始組織Fig.1 Microstructure of original TA19 titanium alloy

熱模擬壓縮后，沿軸向將TA19鈦合金試樣切開并進行機械磨光和化學腐蝕。腐蝕劑采用配比為V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶2∶50的Kroll試劑。微觀組織用OLYMPUS/PMG3型光學顯微鏡(OM)和Zeiss SUPRA 55場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)進行觀察。

3 結果與分析

3.1 應力-應變曲線與熱加工圖

通過熱模擬壓縮試驗獲得的應力-應變曲線如圖2所示。根據式(1～5)，可構建應變0.8條件下的熱加工圖，如圖3所示。由圖3可以看出，變形工藝參數與能量耗散率和非穩(wěn)態(tài)區(qū)密切相關。應變速率為0.01～1 s-1時，能量耗散率較大，且隨著變形溫度的升高，能量耗散率先增大后減小，在940 ℃附近獲得最大值(約0.44)。同時，變形失穩(wěn)區(qū)包括2個典型區(qū)域，其中I區(qū)為(820～900)℃/(0.01～1)s-1，II區(qū)為(960～980)℃/(1～10)s-1。

圖2 TA19鈦合金不同溫度下的應力-應變曲線Fig.2 Stress-strain curves in isothermal compression of TA19 titanium alloy at different deformation temperatures

圖3 應變?yōu)?.8時TA19鈦合金的熱加工圖Fig.3 Processing map in isothermal compression of TA19 titanium alloy at strain of 0.8

3.2 微觀組織演變分析

圖4給出了0.01 s-1應變速率條件下，變形溫度對TA19鈦合金微觀組織的影響情況。由圖4可見，變形溫度為820～860 ℃時，TA19鈦合金組織由等軸α相和彎折的片層α束域構成。當溫度升高至900 ℃之后，由等軸α相和形貌規(guī)則的片層α束域組成，且隨著變形溫度的升高，等軸α相的含量逐漸減少。這是因為，隨著變形溫度的升高，α相會逐漸轉變成β相。同時，片層α相比等軸α相更早轉變?yōu)棣孪?，當片層α相全部轉變?yōu)棣孪嗪?，變形后將會在β相中重新析出形貌?guī)則的片層α束域。當變形溫度升高到940 ℃時，TA19鈦合金中的片層α相全部轉變?yōu)棣孪唷?/p>

同時，由圖4d可見，當溫度升高到940 ℃時，TA19鈦合金中出現了很多細小的等軸α晶粒，且β晶粒尺寸較小。Wang等人研究指出[24]，等軸α相的細化機制類似于片層α相的球化機制，都是由于β相楔入機制產生。在晶粒細化過程中，初生α相中先由動態(tài)回復和動態(tài)再結晶產生晶界，然后β相沿這些晶界穿過(楔入)等軸α晶粒，使得原始的等軸α晶粒得以分開，從而達到細化的目的。當溫度升到980 ℃時，溫度接近于TA19鈦合金相變點(1000 ℃)，此時初生α相急劇減少。初生α相的減少導致β晶粒長大的阻力大幅下降，從而使得β晶粒急劇長大。

圖4 應變速率為0.01 s-1時，不同變形溫度條件下TA19鈦合金變形后的金相照片Fig.4 OM micrographs of TA19 titanium alloy compressed at strain rate of 0.01 s-1 and different deformation temperatures: (a) 820 ℃； (b) 860 ℃； (c) 900 ℃； (d) 940 ℃； (e) 980 ℃

由此可見，TA19鈦合金變形溫度對其微觀組織演變機制影響顯著。α→β相轉變和α相動態(tài)再結晶都與合金變形溫度有關。當TA19鈦合金變形溫度較高時(超過α/β相平衡溫度時)，升溫和保溫過程中，α向β相轉變，獲得新的相平衡狀態(tài)。變形過程中，α相動態(tài)再結晶受畸變能與變形溫度共同影響。

過低的變形溫度(820～900℃)條件下，α相是塑性變形的主要承擔相，內部畸變能較大，但過低的變形溫度不能為動態(tài)再結晶提供驅動力。過高的變形溫度(≥980 ℃)使得α相急劇減少，β相成為主要塑性變形承擔相，但是由于β相層錯能較高，抑制了動態(tài)再結晶的發(fā)生，動態(tài)回復成為了主要的組織演變機制。有研究指出[25]，β單相區(qū)變形時，在較高的變形速率和變形程度條件下，β相中才有一定量的動態(tài)再結晶發(fā)生，且動態(tài)再結晶機制為非連續(xù)性動態(tài)再結晶(DDRX)。當變形溫度為940 ℃時，較多的α相含量和較高的再結晶驅動溫度使得動態(tài)再結晶成為TA19鈦合金高溫變形過程中的重要組織演變機制。α相層錯能較β相低，易發(fā)生動態(tài)再結晶，且動態(tài)再結晶機制為連續(xù)性動態(tài)再結晶(CDRX)[26]。因此，當變形溫度為940 ℃時，由于動態(tài)再結晶程度加強，能量耗散率獲得最大值。

在應變0.8條件下構建的熱加工圖中，變形失穩(wěn)區(qū)主要集中在2個變形區(qū)域，其中第1個變形失穩(wěn)區(qū)為低溫中應變速率區(qū)域((820～900)℃/(0.1～1)s-1)。圖5為不同變形條件下TA19鈦合金變形后的微觀組織。由圖5a可見，當變形條件為820 ℃/1 s-1時，微觀組織中出現了絕熱剪切帶，從而導致了失穩(wěn)變形。同時，片層α相與等軸α相之間的應變不協調也會引起失穩(wěn)變形。如圖5b所示，變形條件為900 ℃/1 s-1時，片層α相發(fā)生了劇烈的塑性變形而出現了局部球化現象，而等軸α相形貌完整。文獻[27]指出，片層α相承擔大量塑性變形的原因是：片層α相析出過程中發(fā)生元素配分效應，使得片層α相中的固溶強度低于等軸α相，從而使得片層α相更易發(fā)生塑性變形。

圖5 不同變形條件下TA19鈦合金變形后的微觀組織Fig.5 Microstructures of TA19 titanium alloy compressed at different deformation conditions:(a) 820 ℃/1 s-1； (b) 900 ℃/1 s-1； (c) 980 ℃/10 s-1

第2個變形失穩(wěn)區(qū)為高溫高應變速率區(qū)域((960～980)℃/(1～10)s-1)。如圖5c所示，在980 ℃/10 s-1變形條件下，β晶粒劇烈長大，且變形后的粗大β晶粒被顯著壓扁，從而導致了TA19鈦合金的失穩(wěn)變形。

綜上分析可知，TA19鈦合金最佳變形工藝窗口應為(940～960)℃/(0.01～1)s-1。在該變形條件下，TA19鈦合金變形過程中含有初生α相和β相，等軸α相發(fā)生了再結晶和晶粒細化現象，β相在α相的約束下，晶粒尺寸較小，因此可實現優(yōu)良的加工性能。

4 結 論

(1) 應變速率為0.01～1 s-1時，TA19鈦合金能量耗散率較大，且隨著變形溫度的升高，能量耗散率先增大后減小，在940 ℃附近獲得最大值。

(2) 當變形溫度為940 ℃時，較多的等軸α相含量和較高的再結晶驅動溫度使得TA19鈦合金再結晶程度加強，因此能量耗散率獲得最大值。

(3) TA19鈦合金高溫變形失穩(wěn)區(qū)包括2個典型區(qū)域，其中I區(qū)為(820～900)℃/(0.01～1)s-1，II區(qū)為(960～980)℃/(1～10)s-1。絕熱剪切帶、片層α與等軸α之間的變形不協調以及β晶粒的劇烈長大是TA19鈦合金高溫變形失穩(wěn)的主要原因。