Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的高溫塑性變形行為

李 超，張曉泳,，唐仁波，周科朝

(1. 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2. 中南大學 冶金科學與工程學院，長沙 410083；3. 湖南金天鈦業科技有限公司，常德 410007)

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的高溫塑性變形行為

李 超1，張曉泳1,2，唐仁波3，周科朝1

(1. 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2. 中南大學 冶金科學與工程學院，長沙 410083；3. 湖南金天鈦業科技有限公司，常德 410007)

在Gleeble-1500 熱模擬機上對Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金進行高溫熱壓縮實驗，研究該合金在變形溫度為750～900 ℃、應變速率為0.001～1 s?1條件下的流變應力行為。利用光學顯微鏡分析合金在不同變形條件下的組織演化規律。結果表明：合金的流變應力隨著應變速率的增大和變形溫度的降低而增大；流變應力隨著應變的增加而增大，出現峰值后逐漸趨于平穩；變形過程中的流變應力可用Arrhenius雙曲正弦本構關系來描述，平均變形激活能為454.2 kJ/mol；各種變形條件均可細化原始晶粒尺寸。隨著溫度的升高和應變速率的降低，合金的主要軟化機制由動態回復逐漸變為動態再結晶；在(α+β)相區變形(750～850 ℃)時，α相對β晶粒的動態再結晶的發生起到阻礙作用。

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金；熱變形；流變應力；顯微組織

Abstract:The hot deformation behaviors of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy were studied by a Gleeble-1500 machine at 750?900 ℃ with the strain rate of 0.001?1 s?1. The microstructural evolution of the alloy was investigated by optical microscopy. The results indicate that the flow stress of the alloy increases with increasing strain rate and decreasing deformation temperature. The flow stress increases with increasing strain until the stress reaches the peak value, then the flow stress remains constant. The flow stress in deformation can be described by Arrhenius hyperbolic sine constitutive equation, and the average activation energy is 454.2 kJ/mol. The original grain size can be refined under all deformation conditions. The main softening mechanism is changed from dynamic recovery to dynamic recrystallization with increasing the deformation temperature and decreasing the strain rate. In the (α+β) region (750?850 ℃), α phase can inhibit the dynamic recrystallization of β grains particles during deformation.

Key words:Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy; hot deformation; flow stress; microstructure

高強高韌近β鈦合金具有比強度高、疲勞性能和斷裂韌性等匹配性高等特點，且具有較寬的加工鍛造窗口，適于加工大尺寸結構件，在制造大型運輸機起落架等承力構件方面具有廣泛的應用前景[1?4]。1990年代初期，以 Ti1023(Ti-10V-2Fe-3Al)等為代表的近β鈦合金鍛件開始在B-777等機型上得到廣泛應用[5]，其中包括前起落架和襟翼滑軌在內的超過200個部件使用該材料，實現了顯著的減重效果[4?5]。近年來，Ti55511(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)和Ti5553(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr)等合金得到了廣泛關注。與應用較早的Ti1023合金相比，Ti55511和Ti5553易于熔煉鑄造，且具有更優異的綜合力學性能和淬透性，因此適合用于制作大尺寸的承力構件，受到廣泛關注[6?8]。

目前，關于Ti55511合金流變行為的研究主要集中在熱加工工藝、組織?性能匹配及 α相形貌演變方面[9?13]。Ti55511鈦合金的變形主要集中在 β相區和(α+β)相區，開坯變形溫度集中在1 180～1 020 ℃，熱模鍛溫度集中在 750～900 ℃[3?4]。于蘭蘭等[11]采用熱模擬實驗方法研究Ti55511合金的熱變形為與組織演變，結果表明Ti55511合金組織對溫度敏感性較高，α相形貌控制主要在(α+β)兩相區變形完成，且在變形程度為 60%～90%之間存在著晶粒明顯細化的臨界變形量。沙愛學等[12]采用熱模鍛方法研究Ti55511合金模鍛件顯微組織對拉伸、沖擊、斷裂韌性等力學性能的影響，研究發現，相變點附近變形時容易產生組織和性能的不均勻性，經β相區鍛造后冷卻形成的初始α相為片層狀組織，(α+β)兩相區變形可以獲得較好的α相組織。

Ti55511合金復雜形狀鍛件、大規格棒材(d≥350 mm)、投影面積不低于0.5 m2的大中型鍛件制備及工程化應用是國內外研究的重點[3]。隨著塑性成形技術的發展，物理模擬和數值模擬在金屬塑性成形加工中的理論研究和生產實際作用已經顯示出巨大的作用。通過實驗的物理模擬，構建成型過程本構關系，獲得反應材料熱加工過程中流動應力與熱力參數(如應變量、應變速率和變形溫度)之間的關系，從而為后續數值模擬和設備噸位選擇提供依據，以節約生產成本，提高研發效率。

國內外在Ti55511合金本構關系方面的研究鮮有報道。有鑒于此，本文作者在Gleeble?1500熱模擬試驗機上對Ti55511鈦合金固溶態圓柱試樣進行等溫壓縮，建立熱變形本構方程，研究合金在熱變形過程中的組織演化規律，為該合金鍛造工藝制定和有限元模擬提供理論依據。

1 實驗

本研究采用由湖南湘投金天鈦業科技有限公司提供的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金鍛棒，化學成分(質量分數，%)5.75Al、5.42Mo、4.48V、0.75Cr、1.2Fe，雜質總含量＜0.3，其余為Ti，相變點tβ=875 ℃。鍛棒首先進行(900 ℃，2 h)均勻化退火，然后加工成d8 mm×12 mm圓柱試樣，最后將圓柱試樣在Gleeble?1500熱模擬試驗機上進行等溫壓縮實驗：壓縮溫度750～900 ℃(熱模擬機升溫速度 5 ℃/s，壓縮前保溫5 min)，應變速率0.001～1 s?1，壓縮變形量0.7(變形程度為50%)。在熱模擬壓縮過程中，采用氬氣對壓縮樣品進行氣氛保護；將鉭片墊在壓頭和試樣之間，以減少摩擦的影響；利用熱模擬試驗機的計算機系統自動采集壓縮過程中應力、應變、溫度等數據。壓縮后的試樣水淬至室溫以保留高溫變形組織，沿壓縮方向切開后，制成金相試樣，用1.5 mL HF + 3 mL HNO3+ 100 mL H2O腐蝕液腐蝕，采用XJP?6A型金相顯微鏡對試樣進行金相組織分析。

2 結果與討論

2.1 真應力—真應變曲線

圖1所示為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金在不同壓縮變形條件下的真應力—真應變曲線。從圖1可以看出，在溫度750～900 ℃、應變速率0.001～1 s?1的變形條件下，合金呈現出一定的穩態流變特征，即在一定變形速率和變形溫度下，當真應變超過一定值以后，真應變的增加對真應力的變化影響不大。

另外，在圖1中還可以發現，同一應變速率條件下，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金的流變應力首先隨著應變的增加迅速升高，應變量進一步增加后，應力逐漸減小，直至達到穩定狀態，而且穩態流變應力隨著變形溫度的升高而降低。在同一變形溫度下，流變應力隨著應變速率的增大而增大，說明在該實驗條件下 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金具有正的應變速率敏感性，即應變速率越大，溫度越低，合金達到穩態變形越困難，這與文獻[14]報道的研究結果一致。另外合金的應力—應變曲線在各變形條件下均出現一定程度的下降現象，說明合金在熱變形過程中發生了動態再結晶現象。

2.2 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金本構方程的建立

合金熱加工參數的制定都要參考本構關系，本構關系是合金塑性變形工藝制定和控制的基礎。根據蔡一鳴等[14]的研究，材料在高溫塑性變形時，應變速率受熱激活過程的控制，應力與應變速率之間的關系可用一項 Z參數描述，即 Zener-Hollomon溫度補償的應變速率因子：

式中：ΔH為激活焓；R為摩爾氣體常數；T為熱力學溫度。

圖1 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金熱壓縮變形的真應力—真應變曲線Fig.1 True stress—strain curves of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy at different temperatures and strain rates: (a) 1 s?1;(b) 0.1 s?1; (c) 0.01s?1; (d) 0.001 s?1

在低應力水平的條件下，穩態流變應力(σ)和應變速率()ε˙之間的關系接近指數關系：

在高應力水平下，穩態流變應力和應變速率之間的關系接近冪指數關系：

合金高溫塑性變形在所有應力水平下的流變應力、應變速率和溫度之間滿足雙曲正弦關系[15]：

式中：A1、A2、A、α、n1、β和 n分別為與溫度無關的常數，且滿足α=β/n1的關系；Q為變形激活能，通常與激活焓ΔH相等，它反映了材料熱變形的難易程度，也是材料在熱變形過程中重要的力學性能參數。

結合式(1)和(4)，可得

分別對式(2)和(3)取對數，可知當溫度一定時，n1

和β分別為lnε˙—lnσ和lnε˙—σ曲線的斜率，采用一元線性回歸處理，可得到lnε˙—lnσ和lnε˙—σ的關系曲線(圖 2中給出的 2種線性關系相關系數均大于0.98)。將圖2中曲線進行一元線性回歸得到不同溫度下的斜率n1和β，可算出不同溫度下的參數α。

對式(4)兩邊對自然對數的偏微分可得到：

式中：右邊第1項代表lnε˙—ln[sinh(ασ)]關系曲線的斜率；第2項代表ln[sinh(ασ)]—1/T關系曲線的斜率。將合金壓縮變形時各變形條件下的峰值應力和不同溫度下求得的α代入ln[sinh(ασ)]，對應相應的應變速率和溫度，用線性回歸繪制出 lnε˙—ln[sinh(ασ)]關系曲線(見圖3(a))和ln[sinh(ασ)]—1/T關系曲線(見圖3(b))。將所得斜率代入式(6)，可得到不同變形溫度下的變形激活能，取其平均值Q=454.2 kJ/mol。

圖2 應變速率與流變應力的關系Fig.2 Relationship between strain rate and flow stress: (a) ln˙—ln σ; (b) ln˙—σ

圖3 流變應力與應變速率、變形溫度的關系Fig.3 Relationships among deformation temperature, flow stress (a) and strain rate (b)

對式(5)兩邊取對數可得

將所求的變形激活能、不同變形條件下的Z值、相對應的穩態流變應力σ和α一起代入式(7)，繪制出ln Z與 ln[sinh(ασ)]之間的關系曲線，如圖 4所示。可知溫度補償變形速率 Z的自然對數和流變應力σ的雙曲正弦項的自然對數間滿足線性關系，說明包含 Arrhenius項的 Z參數可以用于描述 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金高溫壓縮變形時的流變行為。對圖 4中數據進行一元線性回歸分析，可求得 A=6.839×1019s?1.

圖4 流變應力與Z參數的關系Fig.4 Relationship between Zener-Hollomon parameter and flow stress

綜上所述，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金材料常數的求解結果：變形激活能Q=454.2 kJ/mol，應力指數n=3.726 48，應力水平參數 α=5.528×10?3MPa?1，結構因子A=6.839×1019s?1。將Q、α、n、A等材料參數值代入式(4)，得到Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金熱變形壓縮時的真應力—真應變本構關系方程為

exp[?454.2/(RT)]

2.3 熱變形過程中的組織演化

圖5所示為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金熱變形前后的金相顯微組織。可以發現，合金經(900 ℃，1 h)固溶處理后為單一β相組織(見圖5(a))，但合金變形前組織中晶粒大小不均勻。經變形后合金組織均勻得到明顯均勻化，并在各變形條件下均出現了新的動態再結晶晶粒(見圖5(b)～(e))。當變形在(α+β)相區(750～850℃)進行時，合金析出α相，且隨著變形溫度的降低，α相含量逐漸增高(見圖5(b)～(d))。在變形溫度750 ℃、應變速率 1 s?1的合金組織中出現了大量粗大的位錯纏結胞狀組織，動態再結晶發生程度較低(見圖5(f))。從合金顯微組織的演變過程可知，隨著變形溫度的升高和應變速率的減小，合金發生了由動態回復向動態再結晶轉變的過程。

圖5 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金熱變形前后的金相顯微組織Fig.5 Optical microstructures of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy before and after hot deformation: (a) Before hot deformation; (b) 900 ℃, 1 s?1; (c) 850 ℃, 0.01 s?1; (d) 800 ℃, 0.1 s?1; (e), (f) 750 ℃, 0.1 s?1

2.4 討論

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金在 β 相區和(α+β)相區變形時，各變形條件下均存在著加工硬化和動態軟化兩個過程(見圖1)。隨著熱變形溫度升高和應變速率減小合金中的組織演變由動態回復向動態再結晶轉變(見圖5)，流變應力也降低(見圖1)，這種組織演變規律與流變行為特征相符。在變形初期，流變應力迅速增大，合金變形表現為加工硬化。加工硬化主要是在高溫變形時，β晶粒內部的變形主要通過位錯滑移來進行，由于受到熱激活的作用，有大量位錯源開動，位錯密度迅速增加，位錯之間發生相互交割，以致許多位錯被釘扎住而滑移困難，形成位錯網絡。動態軟化則是使位錯密度降低和位錯重新排列形成低能量狀態的組織，合金在熱變形過程中，主要的軟化機制為動態回復和動態再結晶過程。流變應力達到峰值后，在高應變速率變形時逐漸趨于穩定，此時，合金變形的實質是位錯增殖和位錯間由于相互作用而引起的相互銷毀和重組之間達到動態平衡，加工硬化和動態軟化達到平衡；在低應變速率變形時，流變應力逐漸降低，主要由于變形速率較慢，相互銷毀和重組位錯的速度比增殖位錯的速度快，加之動態再結晶晶粒長大使動態軟化強于加工硬化。變形溫度升高和應變速率減小(即熱變形時間的延長)均有利于合金中位錯的運動。熱變形溫度越高和應變速率越小，位錯之間相互抵消和重組越徹底和完善，越有利于亞晶尺寸增大，導致合金的動態再結晶程度增大，而且熱變形溫度升高和應變速率減小到一定程度時，合金的主要軟化機制也由動態回復轉變為動態再結晶[16]。此外，在相同應變速率下，變形溫度升高，金屬原子熱振動的振幅越大，原子間的相互作用力減弱，位錯滑移阻力減小，因而不斷產生新的滑移，使得變形抗力降低；而在相同變形溫度下，應變速率減小，塑性變形時單位應變的變形時間增大，導致合金中產生的位錯數量減少。這些因素的綜合作用使金屬的臨界切應力下降，導致合金的流變應力減小[17]。

近β鈦合金Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe在β轉變溫度Tβ以下會析出針狀α相，在變形過程中位錯滑移阻力增大除受到溫度和應變速率影響之外，α相的析出與分布在一定程度上對位錯運動也起了阻礙作用。根據陳慧琴等[18]對TC11合金的研究，位錯從β相運動至α相時，通過滑移和攀移機制的回復在α片內形成規則排列的亞晶界，這種位錯的運動引起的位錯切割、擴散或繞過α相的現象，會對位錯起到釘扎、固定作用，降低滑移系的移動概率。α相析出成為引起流變應力在低溫(750～800 ℃)變形時，峰值應力過高的重要原因之一。

3 結論

1) Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金的流變應力在變形初期隨著應變的增加而迅速增大；在相同應變速率的條件下，合金的流變應力隨變形溫度升高而減小；在相同變形溫度的條件下，合金的流變應力隨應變速率的增大而增大。

2) 用線性回歸方法可求得Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金高溫變形的4個特征常數：結構因子A=6.839×1019s?1，應力水平參數α=5.528×10?3MPa?1，應力指數n=3.726 48，變形激活能Q=454.2 kJ/mol，并且該合金的流變應力滿足以下本構方程

exp[?454.2/(RT)]

3) 隨著熱變形溫度升高和應變速率減小，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金的主要軟化機制由動態回復向動態再結晶轉變，熱變形后的金相組織由被拉長破碎的β相和晶內析出的α相組成。

4) 在(α+β)相區(750～850 ℃)變形時，α 相析出量隨變形溫度的降低逐步提高，α相析出對再結晶起到一定阻礙作用。

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(編輯 何學鋒)

Plastic deformation behavior of
Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy at high temperature

LI Chao1, ZHANG Xiao-yong1,2, TANG Ren-bo3, ZHOU Ke-chao1
(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Metallurgical Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;3. Hunan Goldsky Titanium Industry Technology Co. Ltd., Changde 410007, China)

1004-0609(2012)07-1914-07

I46.2

A

國家自然科學基金委員會創新研究群體科學基金資助項目(51021063)；湖南省科技重大專項資助項目(2010F51004)；中南大學前沿研究計劃資助項目(2009QZZD007)；中南大學2009年博士后基金資助項目

2011-06-23；

2011-11-10

張曉泳，講師，博士；電話：0731-88830464；E-mail：zhangxiaoyong@mail.csu.edu.cn