牟芃威，呂書鋒*，楊培杰，康煦東，杜趙新

（1.內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué)理學(xué)院,內(nèi)蒙古 呼和浩特 010051；2.中國北方稀土(集團(tuán))高科技股份有限公司,內(nèi)蒙古 包頭 014060；3.內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,內(nèi)蒙古 呼和浩特 010051）

0 引言

Ti-55511 合金是一種具備高強(qiáng)度、高韌性及強(qiáng)耐腐蝕性能的α+β 雙相鈦合金，在航空、航天領(lǐng)域內(nèi)應(yīng)用較為廣泛，特別適用于制造飛機(jī)、船舶等的大型起落架[1-3]。但由于鈦合金顯微組織對溫度變化的高敏感性、較大的變形抗力以及較高的變形溫度，使得鈦合金的熱加工難度大幅度提升[4-5]。為了改良這種狀況，人們將目光聚焦于鈦合金熱變形行為的分析方面，通過對相應(yīng)高溫變形參數(shù)下的顯微組織演變規(guī)律及相應(yīng)軟化機(jī)制進(jìn)行了大量的表征與研究[6-10]，以期可以改善鈦合金的熱加工性能。

筆者通過等溫?zé)釅嚎s研究了熱變形參數(shù)對Ti-55511 合金流變應(yīng)力以及相應(yīng)微觀組織的影響規(guī)律，并建立了0.92 真應(yīng)變條件下Ti-55511 合金的熱加工圖，分析了功率耗散因子對材料微觀組織及加工性能的影響。

1 試驗材料與方法

本研究所選用的試驗材料為鍛態(tài)Ti-55511 鈦合金，其名義成分Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，具體化學(xué)成分如表1 所示。可以看出實際化學(xué)成分接近于名義化學(xué)成分，且誤差在允許接受的范圍內(nèi)。Bania[2]于1994 年提出了Mo 當(dāng)量成分和計算公式：

表1 Ti-55 511 鈦合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Ti-55 511 alloy %

經(jīng)計算，Ti-55511 合金的Mo 當(dāng)量（[Mo]eq）約為6.02，隸屬于α+β 兩相鈦合金。Ti-55511 的鍛態(tài)組織如圖1 所示，顯微組織由α 相（白色）和β 相（黑色）組成，可以看出β 晶粒細(xì)長，符合鍛態(tài)組織特點，其晶界由長條狀α 相組成（αGB），β 晶粒內(nèi)部由形貌呈等軸狀和類片層狀的α 相組成，整體分布較為均勻。

圖1 Ti-55511 合金鍛態(tài)組織Fig.1 As-forged microstructure of Ti-55511 alloy

組織試樣的處理采用的是傳統(tǒng)的金相打磨方法，首先在目數(shù)分別為80、400、1 000 和2 000 的碳化硅（SiC）砂紙上沾水依次打磨用于微觀結(jié)構(gòu)觀察的樣品，然后在-30 ℃的溶液環(huán)境中，在CH3OH∶CH3(CH2)3OH∶HClO4=6∶3∶1 的拋光液中進(jìn)行電化學(xué)拋光。在HF∶HNO3∶H2O=3∶7∶90 的Krolls溶液中對SEM 樣品進(jìn)行蝕刻。使用FEI-Quanta-650 FEG 掃描電子顯微鏡（SEM）研究不同熱加工工藝下的微觀結(jié)構(gòu)特征。

利用Gleeble-3500 熱模擬試驗機(jī)進(jìn)行了熱模擬壓縮試驗，熱壓縮試樣采用?8 mm×12 mm 圓柱形樣品，依次在目數(shù)分別為80、400、1 000 碳化硅（SiC）砂紙上沾水打磨至光滑，熱壓縮試驗參數(shù)如表2 所示，試驗結(jié)束后對樣品進(jìn)行水淬處理以保留高溫下的組織形貌，同時研究應(yīng)變速率和變形溫度對Ti-55511 鈦合金顯微組織和流動應(yīng)力的影響。

表2 Ti-55511 合金高溫變形參數(shù)Table 2 High temperature deformation parameters of Ti-55511 alloy

2 結(jié)果與討論

2.1 熱變形參數(shù)對合金流變應(yīng)力的影響

圖2 顯示了Ti-55511 合金在相同應(yīng)變速率條件下不同變形溫度（700～950 ℃）的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可以看到真應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)明顯的動態(tài)再結(jié)晶曲線特征，在應(yīng)變起始階段，應(yīng)力值隨著應(yīng)變的增加而增大，呈現(xiàn)出明顯的加工硬化現(xiàn)象，在達(dá)到峰值應(yīng)力后，開始出現(xiàn)再結(jié)晶，由動態(tài)回復(fù)/再結(jié)晶所造成的軟化[11]與由形變造成的加工硬化同時發(fā)生，在變形溫度和應(yīng)變速率較低時（如700 ℃/0.001 s-1），流變軟化行為占據(jù)主導(dǎo)地位，此時應(yīng)力值隨應(yīng)變的增加逐漸降低，并且可以發(fā)現(xiàn)隨著應(yīng)變的增加，幾乎沒有穩(wěn)態(tài)流變現(xiàn)象的產(chǎn)生，這代表著再結(jié)晶一直處于熱變形行為的主導(dǎo)地位。

圖2 Ti-55511 合金在相同應(yīng)變速率不同變形溫度下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 True stress-strain curves of Ti-55511 alloy at the same strain rate and different deformation temperatures

此外，某些真應(yīng)力-應(yīng)變曲線在再結(jié)晶階段呈現(xiàn)鋸齒的波動狀，這代表形變硬化行為和流變軟化行為一直處于競爭狀態(tài)。在變形溫度較高、應(yīng)變速率較大時，真應(yīng)力-應(yīng)變曲線在達(dá)到峰值應(yīng)力后逐漸變得平緩，這證明形變硬化行為和流變軟化行為近似達(dá)到一種動態(tài)平衡狀態(tài)。此外，隨著變形溫度的升高，真應(yīng)力-應(yīng)變曲線的峰值應(yīng)力逐漸下降。這是由于當(dāng)變形溫度升高時，α 相以α→β 方式向β 相發(fā)生轉(zhuǎn)變，密排六方結(jié)構(gòu)（hcp）的減少以及體心立方（bcc）的增多，代表樣品在熱變形過程中有更多滑移系可供驅(qū)動選擇，α 相對于位錯釘扎作用減少，從而降低了合金的流動應(yīng)力[12]。

圖3 顯示了Ti-55511 合金在相同變形溫度不同應(yīng)變速率（0.001～10 s-1）下真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，可以看出應(yīng)變速率越大，合金表現(xiàn)出的峰值應(yīng)力越高。這代表著隨著變形速率的上升，合金所遭遇的熱變形抗力逐漸加大，在此期間，位錯大量增殖，并對后續(xù)位錯形成阻礙，造成了界面處的位錯堆積[12]，位錯密度隨之上漲，同時加大了晶格畸變程度，動態(tài)回復(fù)/再結(jié)晶的軟化機(jī)制不夠充分，表現(xiàn)為流變應(yīng)力的上漲[11,13]。

圖3 Ti-55511 合金在相同變形溫度不同應(yīng)變速率下真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.3 True stress-true strain curves of Ti-55511 alloy at the same deformation temperature and different strain rates

2.2 熱變形工藝對合金微觀組織的影響

圖4 為應(yīng)變速率為0.01 s-1時不同變形溫度（700～950 ℃）下的微觀組織，當(dāng)變形溫度在α/β 相變點以下，即700 ℃時，此時以動態(tài)再結(jié)晶為主，可以看到在大的破碎的變形α 晶粒周圍縈繞著大量小的再結(jié)晶α 晶粒（如圖4（f1））。隨著變形溫度逐漸向α/β 轉(zhuǎn)變溫度接近，再結(jié)晶α 晶粒一部分溶解入基體向β 相轉(zhuǎn)變，一部分以亞晶合并的方式長大，在變形溫度為800 ℃時，小尺寸的α 晶粒近乎全部消失（如圖4（d1））。當(dāng)變形溫度在α/β 相變點以上時，合金中存在少量的動態(tài)再結(jié)晶行為，但主要以動態(tài)回復(fù)為主，α 晶粒的尺寸和數(shù)量隨變形溫度的升高而降低。

圖5 為變形溫度為750、850 ℃時不同應(yīng)變速率（0.001，1，10 s-1）的微觀組織?？梢钥吹皆趹?yīng)變速率較低時（0.001 s-1）（如圖5（a）），關(guān)聯(lián)其真應(yīng)力-應(yīng)變曲線可以發(fā)現(xiàn)，其再結(jié)晶驅(qū)動力很小，動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象并不明顯，小尺寸的再結(jié)晶晶粒很少，主要以動態(tài)回復(fù)為主，再結(jié)晶的孕育期延長，可供晶粒長大的時間充足，這也意味著在低速率條件下，位錯等缺陷在變形過程中因滑移、攀移而大幅度減少，無法為再結(jié)晶晶粒提供更多的形核位置。在高應(yīng)變速率條件下（10 s-1）（如圖5（b））可以看到，因應(yīng)變速率較快，α 晶粒被拉長而斷裂，同時再結(jié)晶所造成的軟化在與形變硬化的競爭中占據(jù)主導(dǎo)地位，加快了再結(jié)晶過程，尤其是在斷裂的變形晶粒間發(fā)現(xiàn)了小的再結(jié)晶晶粒，這表明破碎的變形晶粒為再結(jié)晶的形核提供了更多的位置，再結(jié)晶的形核率隨之提升，且溫度較低，所產(chǎn)生的畸變能不足以支撐晶粒的快速長大，在變形晶粒周圍產(chǎn)生大量小的再結(jié)晶晶粒。隨著變形溫度的升高，原子的擴(kuò)散能力得到有效的提升，同時加快了位錯的滑移、攀移，畸變能的提升加快了再結(jié)晶及α→β 的相轉(zhuǎn)變過程。在高溫、低應(yīng)變速率下，幾乎看不到尺寸小的再結(jié)晶晶粒（如圖5（c）-（d）），只觀察到變形晶粒的拉長，在高溫、高應(yīng)變速率下，可以觀察到再結(jié)晶晶粒在原變形晶粒晶界處向外弓出形核（如圖5（e）），但因為過高的應(yīng)變速率，再結(jié)晶晶粒來不及長大所保留的組織形貌，這種現(xiàn)象在低溫條件下并未觀測到，這說明高溫同時加劇了晶界的遷移能力，再結(jié)晶晶?？梢栽讦?β 相界以晶界弓出形核的方式進(jìn)行生長。

圖5 Ti-55511 合金在750 ℃和850 ℃變形溫度條件下不同應(yīng)變速率的微觀組織Fig.5 Microstructure of Ti-55511 alloy at different strain rates at 750 ℃ and 850 ℃

2.3 熱加工圖的構(gòu)建

Ti-55511 合金熱加工圖是基于變形參數(shù)具體數(shù)值并結(jié)合實際加工情況采用計算機(jī)擬合的方式進(jìn)行搭建的，將對應(yīng)的功率耗散圖和失穩(wěn)圖在變形溫度（T）與應(yīng)變速率對數(shù)化（）的二維空間內(nèi)進(jìn)行疊加，可以對Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe 合金在熱加工過程中的失穩(wěn)行為進(jìn)行預(yù)測，并反應(yīng)因裂紋、不均勻變形及剪切帶等引起的危險區(qū)及相應(yīng)塑性加工過程的變形機(jī)制。利用Ti-55511 合金熱壓縮試驗得到的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，可以得到真應(yīng)變?yōu)?.92 時所對應(yīng)的合金的流動應(yīng)力值，并將其進(jìn)行對數(shù)運(yùn)算，同時對不同的應(yīng)變速率進(jìn)行對數(shù)運(yùn)算，在溫度與應(yīng)變速率保持不變時，采用三次樣條差值法對函數(shù) ln-lnσ 的關(guān)系進(jìn)行擬合，得到其表達(dá)式：

其中，a、b、c、d 為三次樣條函數(shù)中的系數(shù)，再在公式(2)兩側(cè)對求偏導(dǎo)，可以得到：

因此，根據(jù)公式(3)可以得到對應(yīng)變形溫度和應(yīng)變速率條件下的應(yīng)變速率敏感指數(shù)m的值。同時，假設(shè)在理想條件下，材料在塑性變形過程中，功率耗散量G與功率耗散協(xié)量J處于同一耗散水平，則系統(tǒng)輸入能量P呈現(xiàn)線性耗散，應(yīng)變速率敏感指數(shù)m的值為1，J值達(dá)到峰值，則峰值JMax為：

材料在塑性變形過程中因其內(nèi)部微觀組織演變所耗損的能量J與輸入能量P的比值，可以以功率耗散因子η 來表示：

以T為x軸、為y軸，建立滿足K-P 準(zhǔn)則條件的 η等值線圖，即為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe 合金真應(yīng)變?yōu)?.92 條件下的功率耗散圖（如圖6（b）），同時依據(jù)Prasad 等人[14]基于Ziegler 塑性流變理論及微觀結(jié)構(gòu)變化動態(tài)材料模型所構(gòu)建的材料塑性變形過程中的失穩(wěn)判定依據(jù)：

圖6 （a）-lnσ 三次樣條差值擬合曲線；（b）Ti-55511 合金的功率耗散圖（ε=0.9）；（c）ln[m/(m+1)]- 三次樣條差值擬合曲線；（d）Ti-55511 合金Prasad 準(zhǔn)則下的熱加工圖（ε=0.9）；（e）-（e1）η=0.99 時的Ti-55511 合金微觀組織；（f）-（f1）η=0.57 時的Ti-55511 合金微觀組織Fig.6 (a) Cubic spline difference fitting graph of -lnσ;(b) Power dissipation diagram of Ti-55511 alloy (ε=0.9);(c) Cubic spline difference fitting graph of ln[m/(m+1)]-;(d) Hot working diagram of Ti-55511 alloy under Prasad criterion (ε=0.9)；(e)-(e1) Microstructure of Ti-55511 alloy when η=0.99；(f)-(f1) Microstructure of Ti-55511 alloy when η=0.57

3 結(jié)論

對Ti-55511 合金在不同變形溫度及應(yīng)變速率條件下的熱變形行為進(jìn)行細(xì)致的分析，可以得到以下結(jié)論：

1）變形溫度越高，應(yīng)變速率越慢，動態(tài)回復(fù)/再結(jié)晶主導(dǎo)的軟化行為與形變硬化達(dá)到平衡，越有利于合金的完全再結(jié)晶過程，組織分布較為均勻。而變形溫度越低，應(yīng)變速率越快，再結(jié)晶軟化在與形變硬化的競爭中占據(jù)主導(dǎo)，再結(jié)晶晶粒長大時間不充分，組織分布不均勻，越不利于合金的完全再結(jié)晶過程。

2）在選定變形溫度（700～950 ℃）及應(yīng)變速率（10-3～10 s-1）條件下進(jìn)行熱壓縮試驗，失穩(wěn)判據(jù)>0，均未發(fā)現(xiàn)失穩(wěn)行為，Ti-55511 合金具備良好的熱加工性能。

3）應(yīng)變速率越低，能量更多的分配于塑性加工過程內(nèi)部的組織演變中，功率耗散效率越高，越有利于合金的熱加工過程，試驗范圍內(nèi)所確定的最佳應(yīng)變速率為0.001 s-1，此時組織分布較為均勻。