TC4-DT鈦合金高溫熱變形行為研究

王小芳， 陳明和， 陳 偉， 朱知壽

(1.南京航空航天大學機電學院，南京 210016;2.蘇州有色金屬研究院，江蘇蘇州 215026;3.北京航空材料研究院，北京 100095)

近年來國際航空結構材料的設計理念逐漸由單純的靜強度設計向現代的損傷容限設計準則轉變，要求鈦合金在具有一定強度水平條件下，還要具有較高的斷裂韌性和較低的疲勞裂紋擴展速率。TC4-DT和TC21鈦合金都是在此理念下我國自主研發的新型損傷容限型鈦合金，這兩種合金形成了強度高低搭配、性能優勢互補的損傷容限型飛機結構件用鈦合金系列。此類結構件常用的加工方法是高溫鍛造，如準β鍛造、β鍛造，這是由于在β相區附近變形后零件的組織主要是在高溫蠕變度、斷裂韌性、疲勞裂紋擴展率等方面有明顯優越性的魏氏組織和網籃組織［1］，這正是損傷容限設計的關鍵所在。由于β工藝本身與材料的熱變形條件密切相關，因此研究合金在不同條件下的高溫熱變形特征對于繼續深入研究其損傷容限性能很有意義。

目前國內對TC21和TC4-DT鈦合金的損傷容限性能研究比較多［2～8］，也得到了相應的應用。另外對TC21的熱變形行為研究也比較多［9～12］，而對TC4-DT合金的熱成形行為的研究則較少，不利于TC4-DT合金的進一步開發和利用。因此本文主要研究TC4-DT合金熱壓縮變形過程中變形溫度、應變速率及變形程度對流變應力和顯微組織的影響，建立合金的Arrhenius型熱變形本構方程，分析熱變形過程中的動態再結晶行為，為制訂生產工藝參數提供一定的理論參考。

1 實驗材料和方法

實驗材料選用TC4-DT合金準β鍛造棒材，相變點為(970±5)℃。原材料顯微組織為粗片層魏氏組織，如圖1所示。將試樣線切割成熱壓縮標準試樣，尺寸為φ8mm×12mm。

采用常用模擬鍛造過程的方法，即軸對稱等溫壓縮試驗，在Gleeble-3500型熱模擬試驗機上對試樣進行恒溫、恒應變速率條件下的熱壓縮變形。試樣采用電阻加熱法，加熱速度為3℃/s，到達試驗溫度后保溫2min使試樣內部溫度均勻;壓縮過程中，試樣兩端用石墨片加以潤滑，同時通入氬氣，防止試樣氧化。根據材料常用加工方法以及實驗條件選定實驗條件為:變形溫度分別為 850℃，900℃，950℃，975℃和 1000℃，應變速率分別為 0.01s－1，0.1s－1，1.0s－1和10s－1，變形量為40%，60%和70%。整個實驗過程中試驗機自動記錄壓縮數據，直接獲得真應力-真應變曲線。利用正置金相顯微鏡L2003/L2030觀察變形后試樣微觀組織。

圖1 TC4-DT合金的原始組織Fig.1 The original microstructure of TC4-DT titanium alloy

2 實驗結果及討論

筆者將實驗結果比較后發現，在實驗變形程度為70%時相對較有代表性，于是研究著重分析變形程度為70%時TC4-DT合金的熱變形機制。

2.1 真應力-真應變曲線

在金屬材料的熱變形過程中，一般是加工硬化和軟化機制交互發生作用，并最終達到平衡狀態。鈦合金熱變形過程中的軟化機制主要有動態再結晶和動態回復。通常情況下，當動態再結晶機制占據主要地位時，合金中發生再結晶行為，使位錯密度降低，合金的流變應力軟化現象明顯，真應力-真應變曲線表現出較大幅度的下降趨勢。

圖2是TC4-DT合金在變形程度為70%時不同變形溫度和應變速率條件下的真應力-真應變曲線。可以看出，在較低溫度(如850℃和900℃)時，合金在不同應變速率下的真應力-真應變曲線變化規律很相似，即變形初始階段，合金發生加工硬化效應，流變應力隨應變增加而急劇增大，在很小的應變下流變應力達到峰值;而后應力軟化現象非常明顯，應力峰值過后流變應力隨應變的增加而急劇下降，流變應力的下降在應變達到一定程度時趨于緩和(見圖2a～b);當在較高溫度(如950～1000℃)，而應變速率低于10s－1時，流變應力呈穩態鋸齒狀波動，表現為連續軟化過程(見圖2c～e);當變形溫度為950℃和1000℃應變速率為10s－1時應力隨應變一直稍呈上升趨勢，表明加工硬化一直稍占優勢地位。

圖2 不同溫度下的應力應變曲線Fig.2 True stress-true strain curves with different temperatures (a)850℃;(b)900℃;(c)950℃;(d)975℃;(e)1000℃

2.2 本構方程

為準確反映熱變形過程中流變應力與變形量溫度、應變速率和變形程度的關系，本研究擬建立TC4-DT合金的Arrhenius型本構方程，它有三種表達形式［13］。

在低應力水平時:

在高應力水平時:

適用所有應力水平的雙曲正弦形式:

式中:˙ε為應變速率(s－1);Q為變形激活能(J·mol－1);σ可表示峰值應力或穩態流變應力，或相當于指定某應變量時對應的流變應力(MPa);n，n1，n2為應力指數，T為絕對溫度(K);R為氣體常數(8.314 J·mol－1·K－1);α1，A1，A2，A 為與材料有關的常數，αn2和n1之間滿足α=n2/n1。

當T為常數時，根據式(1)，(2)，(3)可得:

根據圖3a～b，求得 α 值為0.0074MPa－1。

材料需要克服一定的勢壘才能完成熱變形過程，這個勢壘就是該熱變形過程的激活能，其大小反映了合金熱變形過程中位錯開動、回復和再結晶進行的難易程度。當˙ε一定時，對式(3)兩邊取對數，并對1/T求偏導，整理得到熱變形激活能Q的表達式:

繪制ln［sinh(ασp)］－1/T曲線(見圖3d)。其中，在 850～950℃溫度區間時，n=4.99，Q=1216.64kJ·mol－1，A=3.644 × 1053，熱變形本構方程為:

在950～1000℃溫度區間時:n=5.24，Q=179.4kJ·mol－1，A=1.484 × 109，熱變形方程為:

圖3 TC4-DT鈦合金峰值應力與應變速率及變形溫度的關系Fig.3 Relationship of peak stress ，strain rate and temperature

由此可見，在950℃以下，變形加熱和熱變形速率導致的TC4-DT鈦合金相變不明顯，合金中仍以α相為主(見圖4a和圖4b)，熱變形激活能 Q為1216.64 k J·mol－1左右，但遠遠高于純 α 鈦的自擴散激活能 204k J·mol－1［14］，這與熱變形的同時發生相變行為有關。而當溫度高于950℃和在較低的應變速率下時，合金中α相大量向β轉變，并且α相的形貌也因熱變形和動態回復與再結晶而發生變化。在溫度較低時，α相主要是原組織受壓而發生形變，因而晶粒成條狀被拉長，隨著溫度的升高，α相在總量上減少的同時，形態也有長條狀變為短條狀(見圖4c和圖4d)，并出現網籃組織。此時，熱變形機制也發生了變化，熱激活能Q也在179.4k J·mol－1左右，熱變形機制主要由純β鈦的自擴散激活能 161k J·mol－1［15］控制。

3.3 TC4-DT鈦合金熱變形過程中的動態再結晶行為

鈦合金的熱變形工藝過程伴隨著微觀組織的演變，而微觀組織演變又與相變、動態回復及動態再結晶等密切相關?？紤]TC4-DT鈦合金主要為航空結構損傷容限設計時使用，采用的主要加工工藝為準β熱鍛造等高溫鍛造工藝，所以重點分析高溫β相溫度時的動態再結晶行為。圖5為TC4-DT鈦合金在975～1000℃和不同應變速率下的動態回復及動態再結晶行為特征。從圖中可以看出，當合金在β相變點及以上變形時，出現網籃組織，β晶粒形狀隨變形溫度和變形速率的不同而出現較明顯的變化。溫度為1000℃、應變速率是 0.01s－1和 0.1s－1以及溫度為 975℃、應變速率為0.01s－1時，原來的魏氏組織有較多較明顯殘留，同時出現了少再結晶晶粒，發生動態再結晶。而溫度為1000℃、應變速率為1s－1和10s－1以及溫度為975℃、應變速率為10s－1時原始魏氏組織已經所剩無幾，有明顯的彎曲帶，發生了動態回復現象。

由以上分析可知，低應變速率促進了動態再結晶行為的發生，即當應變速率較小時，TC4-DT鈦合金有較充分的時間進行再結晶，而在較大的應變速率下，位錯來不及相消，導致變形時位錯密度越來越高，變形時間較短使得β相再結晶不充分。

圖5 TC4-DT鈦合金在不同應變速率和溫度下的微觀組織Fig.5 Microstructures at different strain rates and temperatures of TC4-DT titanium alloy (a)0.01s－11000℃;(b)0.1s－11000℃;(c)1s－11000℃;(d)10s－11000℃;(e)0.01s－1975℃;(f)10s－1975℃

3 結論

(1)TC4-DT鈦合金熱壓縮變形的流變應力隨應變速率的增加明顯增加，并且高應變速率時的流變軟化比低應變速率時的更為顯著。

(2)在本實驗條件下，TC4-DT合金在950℃以下的較低溫度變形時應力軟化現象非常明顯，變形機制和熱變形激活能不同于950℃以上的較高溫度變形機制，這主要是因為變形過程中同時發生了相變。

(3)TC4-DT鈦合金在950℃以上高溫度變形時，低應變速率(如=0.01s－1)促進了動態再結晶行為的發生，而在較高的應變速率(如=10s－1)時，一般只發生動態回復現象，動態再結晶行為受抑制。

［1］C萊茵斯，M皮特爾斯.鈦與鈦合金［M］.北京:化學工業出版社，2005:254－263.(LEYENS C，PETERS M.Titanium and titanium alloy［M］.Beijing:Chemical Industry Press，2005:254 －263.)

［2］朱知壽，王慶如，鄭永靈.鈦合金準β鍛造工藝［P］.中國專利號:ZL011312378.2004－7－28.(ZHU Zhi-shou，WANG Qing-ru，ZHEN Yong-ling.The quasi-β forging process of Titanium alloy［P］.Patent No:ZL011312378.2004－7－28.)

［3］李輝，曲恒磊，趙永慶，等.片層厚度對損傷容限型TC21鈦合金裂紋擴展速率的影響［J］.材料工程，2006，4:21－23.

［4］李輝，趙永慶，曲恒磊，等.損傷容限型TC4-DT合金疲勞裂紋擴展行為研究［J］.稀有金屬材料與工程，2007，36(6):963－967.

［5］于蘭蘭，毛小南，李輝.溫度對TC4-DT損傷容限型鈦合金疲勞裂紋擴展行為的影響［J］.稀有金屬快報，2007，26(12):20－23.

［6］王新南，朱知壽，童路，等.鍛造工藝對TC4-DT和TC21損傷容限型鈦合金疲勞裂紋擴展速率的影響［J］.稀有金屬快報，2008，27(7):12 －16.

［7］FENG B X，MAO X N，YANG G J，et al.Residual stress field and thermal relaxation behavior of shot-peened TC4-DT titanium alloy［J］.Materials Science and Engineering，2009，512(1－2):105－108.

［8］吳超.TA15鈦合金β鍛動態再結晶行為及其預測模型研究［D］.南昌:南昌航空大學，2009:5－9.

［9］FEI Yu-huan，ZHOU Lian，QU Heng-lei，et al.The phase and microstructure of TC21 alloy［J］.Materials Science and Engineering(A)，2008，494(1－2):166－172.

［10］ZHAO Yan-lei，LI Bo-long，ZHU Zhishou，et al.The high temperature deformation behavior and microstructure of TC21 titanium alloy［J］.Materials Science and Engineering(A)，2010，527(21－22):5360－5367.

［11］WANG Xiao-li，ZHAO Yong-qing，HOU Hong-liang，et al.Effect of hydrogen content on superplastic forming/diffusion bonding of TC21 alloys［J］.Journal of Alloys and Compounds，2010，503(1):151 －154.

［12］馬少俊，吳學仁，劉建中，等.TC21鈦合金的微觀組織對力學性能的影響［J］.航空材料學報，2006，26(5):22－25.

［13］劉杰，李落星，李光耀，等.AZ61鎂合金高溫變形應力修正及本構方程及建立［J］.熱加工工藝，2007，36(17):2－4.

［14］SASTRY S M L，PAO P S，SANKARAN K K.High temperature deformation of Ti-6Al-4V［C］//The Metallurgical Society of AME，1980:873－886.

［15］PHILIPPART I，PACK H J.High temperature dynamic yielding in metastable Ti-6.8Mo-4.5Fe-1.5Al［J］.Material Science and Engineering(A)，1998，243:196 －200.