TA15鈦合金高溫壓縮變形行為與組織研究

李成銘， 李 萍， 趙 蒙， 薛克敏

(合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥230009)

鈦具有儲(chǔ)氫、超導(dǎo)、耐蝕、重量輕、形狀記憶、超彈和高阻尼等特殊功能，是新型功能材料和重要的生物材料。目前鈦合金在單相區(qū)的變形機(jī)制和微觀組織演變規(guī)律方面的研究較成熟，但就目前復(fù)雜變形工藝和雙相組織變形過(guò)程的研究成果多數(shù)還處于定性的研究階段［1］。因此，進(jìn)一步研究鈦合金熱變形機(jī)制及微觀組織演變規(guī)律對(duì)于優(yōu)化鈦合金熱加工工藝參數(shù)、預(yù)測(cè)和控制鈦合金熱加工組織、提高鈦合金產(chǎn)品性能具有重要意義，這方面的研究一直是國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究的重點(diǎn)［2～8］。

TA15 鈦合金具有高比強(qiáng)度、抗蠕變性和耐腐蝕性及良好的焊接性能，在航空領(lǐng)域應(yīng)用廣泛，如飛機(jī)格框、機(jī)匣等［9～11］。為了保證零件的性能，需要嚴(yán)格制定熱成形工藝方案以控制變形過(guò)程的組織演變，獲得理想的性能。變形量、溫度和應(yīng)變速率對(duì)微觀組織演變過(guò)程有顯著影響［12～15］，因此，本工作探究了TA15 鈦合金在高溫下變形過(guò)程中應(yīng)力-應(yīng)變特點(diǎn)和組織演化的規(guī)律，并研究了變形量、溫度和應(yīng)變速率對(duì)TA15 鈦合金高溫變形行為的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

本工作采用熱模擬實(shí)驗(yàn)和觀測(cè)方法，分析TA15鈦合金在不同熱工藝參數(shù)下的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線和組織演變規(guī)律。

TA15 是一種高Al 當(dāng)量近α 鈦合金，其名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為Al 6.96，V 2.31，Zn 2，Mo 1.7，其余是Ti。實(shí)驗(yàn)試樣尺寸為φ10mm×15mm 的圓柱體，實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)差熱分析法(DSC)測(cè)定(α +β)/β 相變點(diǎn)在970 ～980℃之間。在Gleeble-3500實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行等溫壓縮實(shí)驗(yàn)，試樣升溫速率為10℃/s，熱加工參數(shù)為:應(yīng)變速率0.01 ～1s－1;變形量40%和60%;變形溫度900 ～1050℃。在1000℃以下進(jìn)行壓縮實(shí)驗(yàn)前要保溫3min，因?yàn)殁伜辖鸬膶?dǎo)熱性較差，在1000℃以上變形前保溫1min 以防止晶粒過(guò)度長(zhǎng)大，變形過(guò)程采用B 型熱電偶對(duì)溫度進(jìn)行實(shí)時(shí)測(cè)量以保證試樣溫度能夠準(zhǔn)確反饋并對(duì)其進(jìn)行有效控制。在變形后立即噴霧水淬以保持高溫變形時(shí)的組織形態(tài)。變形試樣沿軸線切開，制樣后在4XB-TV 型倒置金相顯微鏡上觀察變形區(qū)變形后組織，再對(duì)試樣采用電解拋光處理后進(jìn)行EBSD 測(cè)試。

2 結(jié)果與分析

2.1 流變應(yīng)力行為分析

對(duì)等溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn)獲得的TA15 鈦合金在不同工藝參數(shù)下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線進(jìn)行摩擦修正［16，17］，如圖1 所示?？梢钥闯?(1)隨應(yīng)變量增加流動(dòng)應(yīng)力迅速上升，有明顯加工硬化，流動(dòng)應(yīng)力出現(xiàn)峰值之后開始下降并趨于穩(wěn)定流變狀態(tài)，軟化作用與加工硬化趨于平衡，真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線在達(dá)到一定臨界應(yīng)變時(shí)有翹曲現(xiàn)象，溫度越低翹曲顯現(xiàn)越明顯;(2)其他變形條件相同時(shí)，穩(wěn)態(tài)流動(dòng)應(yīng)力和峰值流動(dòng)應(yīng)力都隨變形溫度升高而降低，且降低幅度逐漸減小，隨溫度升高，同一溫度下峰值流動(dòng)應(yīng)力與穩(wěn)態(tài)流動(dòng)應(yīng)力的差值逐漸減小，并逐漸趨向于0;(3)在變形溫度一定時(shí)，流動(dòng)應(yīng)力隨應(yīng)變速率升高而升高。

圖1 通過(guò)熱模擬實(shí)驗(yàn)獲得TA15 鈦合金在不同熱變形參數(shù)下應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.1 True stress-strain curves of TA15 titanium alloy obtained by heat physical simulation(a)0.01s －1;(b)0.1s －1;(c)1s －1

材料在熱加工過(guò)程中組織會(huì)經(jīng)歷一系列動(dòng)態(tài)軟化行為，例如動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等。組織演變的過(guò)程直接影響宏觀流動(dòng)應(yīng)力的變化。由圖1 可知，在應(yīng)變速率為0.01s－1和0.1s－1變形條件下，流動(dòng)應(yīng)力會(huì)出現(xiàn)明顯的單峰值。這表明在此變形條件下，TA15 鈦合金組織發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，呈現(xiàn)出典型的單峰型動(dòng)態(tài)再結(jié)晶應(yīng)力-應(yīng)變曲線特征。在應(yīng)變達(dá)到一定臨界值時(shí)應(yīng)力的上升可能是壓縮變形時(shí)試樣端面變形加大了端部摩擦力對(duì)載荷的貢獻(xiàn)，所以其受溫度影響較大，溫度越低上升幅度越大，本實(shí)驗(yàn)已對(duì)其實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行摩擦修正，故最直接的原因可能是由于再結(jié)晶新晶粒細(xì)化和晶粒內(nèi)位錯(cuò)累積提高了流動(dòng)應(yīng)力。不同溫度下流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線的差異是因?yàn)槠洳煌能浕瘷C(jī)制，隨溫度的升高其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為減弱，這是由于在1000℃以上變形時(shí)，變形溫度已經(jīng)高于TA15 鈦合金的(α +β)/β 相變點(diǎn)，β 相是體心立方結(jié)構(gòu)(bcc)，具有較高層錯(cuò)能，層錯(cuò)能的高低是決定動(dòng)態(tài)回復(fù)進(jìn)行的充分與否關(guān)鍵因素，在高層錯(cuò)能、多滑移系狀態(tài)下，TA15 鈦合金動(dòng)態(tài)回復(fù)機(jī)制軟化行為加強(qiáng)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為受到一定抑制。隨應(yīng)變速率升高和變形溫度降低TA15鈦合金流動(dòng)應(yīng)力升高明顯。這是由于變形速率增大，變形時(shí)間縮短，位錯(cuò)密度顯著增大，同時(shí)其軟化機(jī)制減弱，加工硬化作用明顯;變形溫度降低，對(duì)材料的熱激活作用減弱，同時(shí)動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為減弱。高溫低速更有利于TA15 鈦合金的變形。

2.2 組織演變分析

圖2 為在不同熱變形參數(shù)下TA15 鈦合金熱變形組織。從圖2a 可以看出，原始組織由等軸α 相和少量針片狀β 相構(gòu)成。

圖2 不同熱變形條件下TA15 微觀組織(ε=40%)Fig.2 Microstructures of TA15 hot deformation under different conditions (a)initial microstructure;(b)950℃，0.1 s －1;(c)1050℃，0.1 s －1;(d)1050℃，0.01 s －1

圖3 不同變形溫度下的晶粒取向差分布Fig.3 Distribution of misorientation angles of grains at different temperatures(a)950℃;(b)1050℃

圖2b 所示，在950℃熱壓縮變形后的組織中，β相的含量增多，呈針狀，初生等軸α 相有所長(zhǎng)大，少量呈長(zhǎng)條狀，數(shù)量減少。在相變點(diǎn)以上變形后，若溫度升高，β 相晶粒變得粗大，出現(xiàn)邊界平直的亞晶，β相通過(guò)多邊形化使晶粒組織保持等軸狀，邊界處有非常少的再結(jié)晶晶粒，如圖2c，d 所示。不同角度晶界的分布情況表征了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核及長(zhǎng)大進(jìn)行的程度，因此，由晶粒取向差分布(見(jiàn)圖3)可以看出，其他條件一定在相變點(diǎn)以上溫度下變形時(shí)，小角晶界的比例稍有增加，這反映出在β 相區(qū)bcc 結(jié)構(gòu)下熱變形，內(nèi)部軟化機(jī)制主要為動(dòng)態(tài)回復(fù)，這與熱模擬實(shí)驗(yàn)應(yīng)力-應(yīng)變曲線所反應(yīng)的結(jié)果相一致。圖4 所示為TA15 在變形量為ε = 60% (˙ε = 1 s－1，T =1000℃)下的組織形貌。由圖可知，在此變形量下，組織細(xì)化，有球化趨勢(shì)，這可能是片層組織的剪切，該過(guò)程與應(yīng)變有關(guān)，應(yīng)變足夠大時(shí)，過(guò)程進(jìn)行得較完全［1］，形成細(xì)晶強(qiáng)化組織，故其可能是達(dá)到一定應(yīng)變量時(shí)應(yīng)力上升的重要原因。

圖4 TA15 鈦合金在變形量為60%(˙ε=1s－1，T=1000 ℃)下的組織形貌Fig.5 Microstructures of TA15 at 60% hot deformation(˙ε=1s －1，T=1000 ℃)

2.3 織構(gòu)分析

織構(gòu)同材料的化學(xué)成分和微觀組織一樣，是預(yù)測(cè)和控制材料性能及變形行為的因素之一。圖5 所示為TA15 合金在不同工藝參數(shù)下晶粒取向分布。由圖5a(˙ε =0.01s－1，T=950℃)可以看出，無(wú)論是α 相還是β 相晶粒表現(xiàn)出較強(qiáng)取向?yàn)椤?00〉∥壓縮軸的再結(jié)晶織構(gòu)，〈100〉在掃描區(qū)分布率較高，但是隨著變形溫度升高為1050℃，如圖5b(˙ε=0.01s－1，T=1050℃)所示，取向〈100〉∥壓縮軸的織構(gòu)強(qiáng)度有所減弱，各取向分布較均勻，所以在β 相區(qū)進(jìn)行熱變形是一個(gè)可以有效改善材料各向同性性能的方法。圖5c(˙ε =1s－1，T =950℃)所示，當(dāng)應(yīng)變速率由0.01s－1提高到1s－1時(shí)，〈100〉∥壓縮軸的織構(gòu)取向仍強(qiáng)于其他取向，但是在掃描區(qū)內(nèi)分布率減少，織構(gòu)偏向于平行橫向，如圖6 不同晶面極圖所示。分析認(rèn)為，在β 相區(qū)變形，由于軟化機(jī)制中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度有所下降，動(dòng)態(tài)回復(fù)機(jī)制增強(qiáng)，組織中存在部分形變晶粒和回復(fù)長(zhǎng)大晶粒，由再結(jié)晶生成的〈100〉∥壓縮軸織構(gòu)取向晶粒有所減少;在應(yīng)變速率為1s－1時(shí)，晶粒取向性有所加強(qiáng)是由于變形時(shí)間的縮短致使形變織構(gòu)加強(qiáng)。

3 結(jié)論

(1)TA15 鈦合金在高溫變形時(shí)，應(yīng)變速率、變形溫度和變形量都對(duì)其流變現(xiàn)象和組織形態(tài)存在影響。材料的流動(dòng)應(yīng)力隨著應(yīng)變速率提高而增大，隨變形溫度升高而降低。

(2)相變點(diǎn)以下，初生等軸α 相有所長(zhǎng)大，少量呈長(zhǎng)條狀，β 相的含量增多，呈針狀;相變點(diǎn)以上，β相晶粒變得粗大，出現(xiàn)邊界平直的亞晶，β 相通過(guò)多 邊形化使晶粒組織保持等軸狀。

圖5 TA15 合金在不同工藝參數(shù)下組織分布反極圖Fig.5 Inverse pole figures of microstructures of TA15 hot deformation under different conditions(a)950℃，0.01s －1;(b)1050℃，0.01s －1;(c)950℃，1s －1

圖6 在=1s－1，ε=60%，T=950℃條件下形變組織的極圖Fig.6 Pole figures of microstructure of TA15 titanium alloy:=1s －1，ε=60%，T=950℃

(3)在高溫?zé)嶙冃芜^(guò)程中，TA15 在﹙ α +β ﹚兩相區(qū)的軟化機(jī)制主要是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，在β 相區(qū)的軟化機(jī)制主要是動(dòng)態(tài)回復(fù)。

(4)相變點(diǎn)以下低應(yīng)變速率下獲得再結(jié)晶織構(gòu)，相變點(diǎn)以上高應(yīng)變速率下得到形變織構(gòu)。

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