孫花梅，劉 偉，戚運(yùn)蓮，李修雷，南 榕

(西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)

目前，用來制作潛艇天線管的兩相鈦合金，強(qiáng)度富余量不大，冷加工工藝性能不足，加工周期長(zhǎng)，難以滿足新型潛艇的要求。因此，需要開發(fā)新型高強(qiáng)可冷加工的鈦合金，以滿足新型潛艇的使用要求。在此背景下，西北有色金屬研究院自主研發(fā)出一種強(qiáng)度高、冷加工性能好的新型β鈦合金——Ti-B25合金[1，2]。

金屬材料在高溫塑性變形過程中，常常伴隨著變形-傳熱-微觀組織演變的交互作用，這種交互作用決定了鍛件的質(zhì)量和性能[3，4]。流動(dòng)應(yīng)力與變形溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變之間的關(guān)系體現(xiàn)了變形過程中金屬材料對(duì)熱力學(xué)的動(dòng)態(tài)響應(yīng)。掌握高溫塑性變形條件下的動(dòng)態(tài)響應(yīng)規(guī)律，了解金屬材料的高溫塑性變形特征和本質(zhì)，有助于獲得組織和性能都滿足設(shè)計(jì)要求的鍛件。目前，針對(duì)動(dòng)態(tài)響應(yīng)的研究主要集中在應(yīng)變速率敏感性指數(shù)、應(yīng)變硬化指數(shù)、表觀變形激活能和熱加工圖的分析等方面[5-8]，而少有關(guān)于塑性流動(dòng)軟化行為的研究。

通過對(duì)Ti-B25合金進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，分析了變形后的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線以及峰值流動(dòng)應(yīng)力變化規(guī)律，計(jì)算了高溫塑性流動(dòng)軟化程度和溫升，并結(jié)合微觀組織演變揭示了Ti-B25合金的高溫塑性流動(dòng)軟化機(jī)理。該研究對(duì)于深入理解Ti-B25合金高溫塑性變形行為，控制其鍛件微觀組織和性能具有重要意義。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為鍛態(tài)Ti-B25合金棒材，其化學(xué)成分如表1所示，顯微組織如圖1所示。鍛態(tài)Ti-B25合金棒材為等軸組織，差熱法測(cè)得相轉(zhuǎn)變溫度約為840 ℃。

表1 Ti-B25合金棒材的化學(xué)成分(w/%)

圖1 鍛態(tài)Ti-B25合金棒材的微觀組織Fig.1 Microstructure of as-forged Ti-B25 alloy bar

從Ti-B25合金鍛棒上截取φ10 mm×15 mm的圓柱體壓縮試樣。采用Gleeble-3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，變形溫度分別為800、825、850、900、950、1000 ℃，應(yīng)變速率分別為0.01、0.1、1.0、10.0 s-1，變形量為70%。用感應(yīng)加熱真空爐將試樣以10 ℃·s-1的速度加熱至變形溫度，保溫3 min后進(jìn)行壓縮。壓縮過程中由焊接在試樣側(cè)面中部的熱電偶實(shí)時(shí)測(cè)量試樣溫度。壓縮完成后取出試樣水冷至室溫。沿試樣軸線方向進(jìn)行線切割，取其中一半制備金相試樣。采用OLYMPUS光學(xué)顯微鏡觀察試樣的微觀組織。

2 結(jié)果與討論

2.1 流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖2為Ti-B25合金試樣在不同溫度下壓縮變形時(shí)的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖2可以看出，變形初始階段，Ti-B25合金的流動(dòng)應(yīng)力隨應(yīng)變的增加急劇增大，之后流動(dòng)應(yīng)力開始下降，并逐漸出現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流動(dòng)特征。這是因?yàn)槌跏甲冃螘r(shí)，位錯(cuò)的交滑移引起的動(dòng)態(tài)軟化不足以補(bǔ)償位錯(cuò)密度增加而帶來的硬化，因此流動(dòng)應(yīng)力急劇增大[9]。當(dāng)流動(dòng)應(yīng)力達(dá)到峰值后，位錯(cuò)密度繼續(xù)增加，儲(chǔ)存能繼續(xù)增大，而各種軟化機(jī)制的開動(dòng),平衡了部分加工硬化，導(dǎo)致流動(dòng)應(yīng)力逐漸下降。隨著應(yīng)變繼續(xù)增大，軟化作用和硬化作用達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，流動(dòng)應(yīng)力趨于穩(wěn)定。

應(yīng)變速率和變形溫度對(duì)Ti-B25合金的流動(dòng)應(yīng)力具有顯著影響。變形溫度不變時(shí)，隨著應(yīng)變速率增大，流動(dòng)應(yīng)力明顯增大。這是由于試樣變形時(shí)間隨著應(yīng)變速率增大而縮短，位錯(cuò)間相互交割幾率增大，從而使得Ti-B25合金變形時(shí)的臨界切應(yīng)力增加，進(jìn)而流動(dòng)應(yīng)力增大[10]。在恒定應(yīng)變速率下，隨著變形溫度上升，流動(dòng)應(yīng)力下降。從熱激活能的角度來分析，材料內(nèi)部的熱激活作用隨著變形溫度的升高而增強(qiáng)，原子間結(jié)合力降低，原子平均自由能增加，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和晶體滑移更加容易，在宏觀上表現(xiàn)為流動(dòng)應(yīng)力降低[11]。從相變角度來看，變形溫度超過相變點(diǎn)時(shí)，Ti-B25合金中的α相(密排六方結(jié)構(gòu)，3個(gè)滑移系)會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?體心立方結(jié)構(gòu)，12個(gè)滑移系)，滑移系增多促使晶內(nèi)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)更加容易，材料流動(dòng)應(yīng)力減小[12]。

在應(yīng)變速率為10.0 s-1，變形溫度為825、850、900 ℃變形時(shí)，Ti-B25合金的流動(dòng)應(yīng)力出現(xiàn)了明顯的不連續(xù)屈服現(xiàn)象(圖2b～2d)。類似現(xiàn)象在其他鈦合金的高溫塑性變形過程中也存在[1,13,14]。關(guān)于不連續(xù)屈服現(xiàn)象產(chǎn)生的原因，目前主要有靜態(tài)理論[15]和動(dòng)態(tài)理論[16]兩種。靜態(tài)理論認(rèn)為，屈服現(xiàn)象的出現(xiàn)與固溶原子的“釘扎”與“脫釘”有關(guān)。Warchomicka等[17]在對(duì)Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr合金高溫塑性變形的研究中指出：β相中的Fe、Cr元素相較于其他合金元素，原子尺寸小，擴(kuò)散系數(shù)高，是導(dǎo)致不連續(xù)屈服現(xiàn)象的主要原因。動(dòng)態(tài)理論認(rèn)為，晶界處突然大量增殖的可移動(dòng)位錯(cuò)會(huì)造成不連續(xù)屈服。變形初期，可移動(dòng)位錯(cuò)密度突然增大導(dǎo)致上屈服點(diǎn)產(chǎn)生，隨后發(fā)生的位錯(cuò)突然移動(dòng)又為下屈服點(diǎn)的產(chǎn)生提供了條件。

圖2 Ti-B25合金在不同溫度下壓縮變形的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Flow stress-strain curves of Ti-B25 alloy compressed at different temperatures: (a) 800 ℃；(b) 825 ℃；(c) 850 ℃；(d) 900 ℃；(e) 950 ℃；(f) 1000 ℃

在所有變形條件下，Ti-B25合金的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線都出現(xiàn)了應(yīng)力峰值。峰值流動(dòng)應(yīng)力在估算最大變形載荷方面具有重要作用。圖3為Ti-B25合金壓縮變形時(shí)的峰值流動(dòng)應(yīng)力-溫度曲線。從圖3可以看出，峰值流動(dòng)應(yīng)力隨著變形溫度的升高呈下降趨勢(shì)，且髙應(yīng)變速率的下降幅度大于低應(yīng)變速率的下降幅度；在一定的變形溫度下，隨著應(yīng)變速率的增加，峰值流動(dòng)應(yīng)力增加，且兩相區(qū)變形的增加幅度大于單相區(qū)變形的增加幅度。并且，應(yīng)變速率對(duì)Ti-B25合金的峰值流動(dòng)應(yīng)力影響顯著。應(yīng)變速率較小時(shí)，變形溫度對(duì)峰值流動(dòng)應(yīng)力的影響較??；隨著應(yīng)變速率的增大，變形溫度對(duì)峰值流動(dòng)應(yīng)力的影響越來越明顯。

圖3 不同應(yīng)變速率下Ti-B25合金的峰值流動(dòng)應(yīng)力隨變形溫度的變化曲線Fig.3 Curves of peak flow stress vs. deformation temperature of Ti-B25 alloy at different strain rates

2.2 流動(dòng)軟化效應(yīng)

鈦合金在高溫塑性變形時(shí)，流動(dòng)應(yīng)力達(dá)到峰值后，隨著變形程度的增大，流動(dòng)應(yīng)力逐漸減小的現(xiàn)象稱為流動(dòng)軟化效應(yīng)。由圖2可知，Ti-B25合金在高溫壓縮變形時(shí)存在流動(dòng)軟化效應(yīng)，其主要影響因素有動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、變形熱及非穩(wěn)態(tài)流動(dòng)等。流動(dòng)軟化效應(yīng)可以用流動(dòng)軟化程度(Δσ)來表征，其計(jì)算公式如下：

Δσ=σp-σ0.8

(1)

式中：σp為峰值流動(dòng)應(yīng)力，MPa;σ0.8為應(yīng)變0.8時(shí)的流動(dòng)應(yīng)力，MPa。

圖4為不同應(yīng)變速率下Ti-B25合金的流動(dòng)軟化程度隨變形溫度的變化曲線。由圖4可以看出，變形溫度、應(yīng)變速率對(duì)Ti-B25合金流動(dòng)軟化程度影響顯著。應(yīng)變速率為10.0 s-1時(shí)，隨著變形溫度的升高，流動(dòng)軟化程度減小，并且α+β兩相區(qū)的軟化程度明顯高于β單相區(qū)的軟化程度。這是由于Ti-B25合金在α+β兩相區(qū)進(jìn)行高溫壓縮變形時(shí)，密排六方結(jié)構(gòu)的α相會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得儲(chǔ)存能增加，為各種軟化機(jī)制(動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等)的開動(dòng)提供有利條件；在β單相區(qū)進(jìn)行高溫壓縮變形時(shí)，只有體心立方結(jié)構(gòu)的β相參與變形，與密排六方結(jié)構(gòu)的α相比，滑移系更多、擴(kuò)散系數(shù)更高，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶受到抑制。

圖4 不同應(yīng)變速率下Ti-B25合金的流動(dòng)軟化程度隨變形溫度的變化曲線Fig.4 Curves of flow softening extent vs.deformation temperature of Ti-B25 alloy at different strain rates

2.3 變形熱效應(yīng)

鈦合金導(dǎo)熱性較差，變形過程中產(chǎn)生的變形熱不能及時(shí)導(dǎo)出，使得局部溫度升高，這一現(xiàn)象被稱為變形熱效應(yīng)。變形熱效應(yīng)可以用溫升(ΔT)來表征，即實(shí)際變形溫度與名義變形溫度的差值，計(jì)算公式如下[18，19]：

(2)

(3)

由文獻(xiàn)[12]可知，Ti-B25合金的密度為4.69 g·cm-3，比熱容為0.58 J·g-1·K-1。根據(jù)式(2)、式(3)，Ti-B25合金高溫壓縮變形時(shí)的溫升計(jì)算結(jié)果如表2所示。由表2可以看出，隨著變形溫度的降低和應(yīng)變速率的增大，Ti-B25合金高溫壓縮變形時(shí)的溫升增大。應(yīng)變速率對(duì)Ti-B25合金溫升的影響最大，變形溫度次之。在相同變形溫度下，當(dāng)應(yīng)變速率為10.0 s-1時(shí)，Ti-B25合金的溫升最高。當(dāng)溫升較高時(shí)，位錯(cuò)移動(dòng)速度顯著增大，使得材料局部區(qū)域的抗變形能力顯著降低，因而產(chǎn)生大量塑性變形而出現(xiàn)非穩(wěn)態(tài)流動(dòng)現(xiàn)象[20]。當(dāng)變形溫度較低和應(yīng)變速率較大時(shí)，Ti-B25合金的溫升較為明顯，從而發(fā)生局部塑性流動(dòng)[21]，如圖5所示。

表2 不同變形溫度和應(yīng)變速率下Ti-B25合金壓縮變形的溫升(K)

圖5 變形溫度為900 ℃、應(yīng)變速率為1.0 s-1時(shí)，Ti-B25合金壓縮變形后的顯微組織Fig.5 Microstructure of Ti-B25 alloy compressed at deformation temperature of 900 ℃ and strain rate of 1.0 s-1

2.4 高溫塑性流動(dòng)軟化機(jī)理

一般而言，鈦合金高溫塑性變形時(shí)的流動(dòng)軟化主要與變形熱效應(yīng)和微觀組織演變有關(guān)[9]。當(dāng)應(yīng)變速率≥0.1 s-1時(shí)，Ti-B25合金的溫升較為明顯，使得變形更加容易，發(fā)生流動(dòng)軟化。圖6為應(yīng)變速率10.0 s-1時(shí)，Ti-B25合金在850、900 ℃壓縮變形后的顯微組織?？梢钥闯?，當(dāng)應(yīng)變速率為10.0 s-1時(shí)，Ti-B25合金的流動(dòng)軟化程度較高，這與該應(yīng)變速率下Ti-B25合金發(fā)生的局部塑性流動(dòng)有關(guān)。

圖6 應(yīng)變速率為10.0 s-1時(shí)，Ti-B25合金在850、900 ℃壓縮變形后的顯微組織Fig.6 Microstructures of Ti-B25 alloy compressed at strain rate of 10.0 s-1 and deformation temperature of 850,900 ℃

由表2還可以看出，當(dāng)應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，Ti-B25合金在不同變形溫度下的溫升均較小，但是從流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線可以看出，合金仍然存在流動(dòng)軟化現(xiàn)象。圖7為應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，不同變形溫度下Ti-B25合金的微觀組織照片。從圖7可以看出，Ti-B25合金發(fā)生了不同程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。變形溫度為850 ℃時(shí)，再結(jié)晶晶核數(shù)量多、尺寸細(xì)小，再結(jié)晶晶粒主要分布在局部區(qū)域(圖7a中部)；隨著變形溫度升高，再結(jié)晶范圍擴(kuò)大，再結(jié)晶晶核數(shù)量減少，再結(jié)晶晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大(圖7b、7c)。由此可見，Ti-B25合金的微觀組織演變(動(dòng)態(tài)再結(jié)晶)對(duì)高溫塑性流動(dòng)軟化有顯著影響。

圖7 應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，Ti-B25合金經(jīng)不同溫度壓縮變形后的顯微組織Fig.7 Microstructures of Ti-B25 alloy compressed at strain rate of 0.01 s-1 and different deformation temperatures: (a) 850 ℃； (b) 900 ℃； (c) 1000 ℃

3 結(jié) 論

(1) Ti-B25合金熱壓縮變形時(shí)，流動(dòng)應(yīng)力隨應(yīng)變的增加先顯著增大后減小，最后逐漸趨于穩(wěn)定；流動(dòng)應(yīng)力和峰值流動(dòng)應(yīng)力均隨著變形溫度的下降以及應(yīng)變速率的增大而增大。峰值流動(dòng)應(yīng)力對(duì)應(yīng)變速率十分敏感。

(2) 當(dāng)應(yīng)變速率為10.0 s-1時(shí)，隨著變形溫度的升高，流動(dòng)軟化程度減小，并且α+β兩相區(qū)的軟化程度遠(yuǎn)高于β單相區(qū)的軟化程度。

(3) 隨著變形溫度降低和應(yīng)變速率增大，Ti-B25合金高溫壓縮變形時(shí)的溫升增大。應(yīng)變速率對(duì)Ti-B25合金溫升影響最大，變形溫度次之。

(4) 應(yīng)變速率為10.0 s-1時(shí)，Ti-B25合金的流動(dòng)軟化程度明顯高于其他應(yīng)變速率下的流動(dòng)軟化，這與該應(yīng)變速率下發(fā)生的局部塑性流動(dòng)有關(guān)。應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，Ti-B25合金在不同變形溫度下的溫升均較小，但仍然存在流動(dòng)軟化現(xiàn)象。這是因?yàn)樵搼?yīng)變速率條件下合金發(fā)生了不同程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。