TI-5AL-5MO-5V-1CR-1FE合金熱加工圖及其組織演變

祖利國，張曉泳,2，李超，周科朝，唐仁波

(1. 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙，410083；2. 中南大學 冶金科學與工程學院，湖南 長沙，410083；3. 湖南金天鈦業科技有限公司，湖南 常德，415001)

近β鈦合金作為一類新型航空結構材料，具有強度高、韌性好、抗腐蝕性強、疲勞性能優良等優點，可通過改變合金成分和微觀組織來調控其性能，滿足飛機不同部位的服役條件[1-4]。Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金是退火態強度最高的鈦合金之一，且韌性高，塑性和淬透性強，焊接性能優異，在飛機結構中代替高強鋼，用于生產模鍛件[5]。合金在熱變形過程中的變形機制以及變形組織特征均影響合金的熱加工性能[6-9]。熱加工圖(Processing map)理論可以分析和預測材料在不同變形條件下的變形特點和變形機制(如動態回復、動態再結晶、超塑性、楔形開裂、局部流變、絕熱剪切、機械孿晶等)，確定材料變形失穩區，獲得熱加工“安全窗口”，避免加工缺陷的產生。目前，該理論已經成功應用于多種鈦合金的研究。王蕊寧等[10]利用加工圖結合顯微組織確定了 Ti53311S合金熱變形的流變失穩區，指出最佳變形溫度應控制在相變點以下，應變速率應控制在 0.01～10 s-1之間。曾衛東等[11]運用熱加工圖分析了 Ti-40鈦合金動態再結晶現象，發現在大應變量(≥0.6)、高應變速率(≥1 s-1)時，材料落入流變失穩區，發生開裂或形成剪切變形帶。司家勇等[12]研究了Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr-0.3Ni合金再結晶晶粒不均勻長大和絕熱剪切造成的加工失穩，指出該合金熱變形溫度應控制在1 090～1 110 ℃，應變速率控制在7.5×10-3～1.3×10-2s-1。然而，尚未見將加工圖理論應用于 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金熱變形研究的相關報道。為更好地調控微觀組織，優化熱加工工藝，指導Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金模鍛生產，通過熱加工圖理論進一步研究合金熱變形行為和變形機理是一種有效的方法。為此，本文作者采用熱模擬試驗機對 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金進行等溫壓縮試驗，將真應力-真應變曲線中的試驗結果經摩擦和溫度修正后建立熱加工圖，并結合顯微組織觀察，分析合金在不同變形條件下的組織特征，以便為優化熱變形參數、準確調控組織性能提供理論依據。

1 實驗方法

實驗所用 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金棒材由湖南金天鈦業科技有限公司生產，其化學成分(質量分數)如表1所示，相變點溫度θβ為875 ℃。合金鍛棒經900 ℃保溫1 h固溶處理，得到均一的β相組織(見圖1(a))，X 線衍射(D/MAX-2550，Cu靶的 Kα線)分析結果表明樣品為全 β相組織(如圖1(b)所示)。將固溶處理后的樣品加工成直徑×高為8 mm×12 mm的圓柱形試樣，在Gleeble-1500熱模擬試驗機上進行等溫壓縮試驗。樣品與試驗機壓頭之間墊鉭片進行潤滑，整個壓縮過程用 Ar氣氛對樣品進行保護，升溫速率為 5 ℃/s，至設定溫度后保溫 5 min。試驗溫度為750～900 ℃，應變速率為0.001～1 s-1，真應變為 0.7，壓縮完成后立即水淬以保留變形組織。利用電火花線切割將變形后試樣沿軸向切開，并制備成金相試樣，經HF，HNO3與H2O體積比為3:5:100的腐蝕液腐蝕后，采用XJP-6A型金相顯微鏡觀察顯微組織。

表1 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金化學成分(質量分數)Table 1 Chemical compositions of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy %

圖1 固溶處理后樣品的金相照片和XRD譜Fig.1 Optical microstructure and XRD pattern of quenched sample after solution treatment

2 結果與討論

2.1 真應力-真應變曲線

將壓縮過程中熱模擬試驗機采集的應力、應變繪制成 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金真應力-真應變曲線，如圖2所示。由圖2可知：在溫度為750～900 ℃、應變速率為 0.001～1 s-1變形條件下，隨著真應變的增加，流變應力迅速增大到峰值；當真應變達到一定值后，流變應力逐漸減小，并最終達到穩態，呈現穩態流變特征。這表明該合金在β相區和(α+β)兩相區變形時，各變形條件下均存在加工硬化和流動軟化2個過程。在變形初期，β晶粒變形主要通過位錯滑移進行，由于熱激活作用，大量位錯源啟動，位錯密度迅速增加，位錯間相互交割、纏結形成位錯網絡，導致位錯釘扎而難以滑移，變形抗力迅速增大，表現為加工硬化；流變應力達到峰值后，由于位錯間相互作用引起位錯銷毀和重組發生動態回復，亞晶形核生長發生動態再結晶，均使變形抗力降低，出現流動軟化現象。

圖2 不同溫度和不同應變速率下合金熱壓縮變形的真應力-真應變曲線Fig.2 True stress-strain curves of alloy during hot compressing deformation at different temperatures and strain rates

此外，在相同的應變速率下，隨著變形溫度的升高，峰值應力和穩態流變應力呈下降趨勢；而變形溫度一定時，穩態流變應力隨應變速率的增大而增大。這說明在此試驗條件下，該合金具有正的應變速率敏感性[13]，即在較高的應變速率和較低的變形溫度條件下，合金較難達到穩態流變。

2.2 加工圖的建立

表2所示為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金等溫壓縮試驗中獲得的不同壓縮條件下的流變應力。在熱壓縮過程中，即使采用鉭片對壓頭與樣品之間進行潤滑處理，壓頭與樣品間仍存在一定摩擦，限制了變形時材料的徑向流動，必然給應力-應變曲線帶來一定偏差。因此，本研究應用古布金()公式(1)[14]和鐓粗變形力計算公式(2)[15]對流動應力進行摩擦修正。

式中：σ0和σ分別為修正前、后的應力；σs為材料屈服極限；p為單位變形力；μ為摩擦因子；d和h分別為試樣的直徑和高度。

合金在熱壓縮過程中產生的塑性變形功絕大部分轉化為熱能，當這部分熱量來不及向外界擴散而積蓄于變形試樣內部時，會引起試樣溫度升高，即產生變形熱效應[16]。為了保證制圖數據準確，采用 Newton插值多項式計算[17]，對流變應力進行溫度修正。

表2 合金在不同應變、應變速率和變形溫度條件下的流變應力Table 2 Flow stress for Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy at different temperatures, strain rates and strains MPa

表3 經修正后ε=0.7時合金在不同應變速率和變形溫度條件下的流變應力Table 3 Corrected flow stress for Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy at different temperatures and strain rates with ε=0.7 MPa

利用摩擦修正和溫度修正后的流變應力，可以分別繪制出應變為10%～70%時的合金加工圖。本文重點對變形終態(ε=0.7)進行分析。應變為 0.7時的流變應力修正值見表3。下面用表3所示數據繪制變形終態加工圖。

由應力敏感因子計算公式[18]：

采用3次樣條函數擬合lnσ-lnε˙曲線，得出各溫度條件下應力敏感因子m與應變速率ε˙間的函數關系。根據動態材料模型理論[18]中功率耗散因子η與應力敏感因子m之間的關系式：

在T-lnε˙平面內繪制η的等值曲線圖即為功率耗散圖。根據大應變塑性流變的Prasad失穩判據[19]：

建立流變失穩圖。將功率耗散圖與失穩圖疊加，即可得到合金高溫塑性變形加工圖。應變為 0.7的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金加工圖如圖3所示。

圖3 ε=0.7時Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金加工圖Fig.3 Processing map for Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy obtained when ε=0.7

在圖3中，等值線上的數據為功率耗散因子η。根據η的特點，可將加工圖分為2個峰區(功率耗散因子局部極大值區)和 3個谷區(功率耗散因子局部極小值區)：峰區1，溫度為900 ℃，應變速率為0.001 s-1，功率耗散因子峰值＞0.44(即圖3右下角區域)；峰區2，溫度為850 ℃，應變速率為1 s-1，功率耗散因子峰值＞0.41；谷區1，溫度為750 ℃，應變速率為0.001 s-1，功率耗散因子極小值＜0.27(即圖3中左下角區域)；谷區2，溫度為900 ℃，應變速率為1 s-1，功率耗散因子極小值＜0.29(即圖3中右上角區域)；谷區3，溫度為 750 ℃，應變速率為 1 s-1，功率耗散因子極小值＜0.27(即圖3中左上角區域)。

另外，圖3中陰影區為流變失穩區：溫度范圍為750～800 ℃，應變速率范圍為0.1～1 s-1，覆蓋了谷區3(溫度為 750 ℃，應變速率為 1 s-1，η＜0.27)。圖3中失穩區較少，說明Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金加工區域較寬，但不適合在低溫下進行大應變速率變形。

2.3 熱變形顯微組織演變

為進一步分析加工圖各特征區與合金高溫變形機制之間的對應關系，觀察不同變形條件下的合金變形組織顯微組織。

2.3.1 功率耗散因子峰區

圖4所示為2種功率耗散因子峰區(η＞0.4)條件下的合金變形組織金相照片。從圖4可以看出：2種圖中晶粒呈細小的等軸狀，為典型的動態再結晶組織。據文獻[20]可知：鈦是低層錯能金屬，其動態再結晶一般發生在(0.7～0.8)Tm(Tm為熔點)的溫度范圍，功率耗散因子在0.4左右，與本研究結果相符。

當變形溫度為800 ℃、變形速率為0.1 s-1時合金顯微組織見圖5。從圖5可見：晶粒呈不規則的變形態，沒有再結晶晶粒出現，是典型的動態回復機制作用；由于動態回復主要是位錯不斷產生與消失，功率耗散因子較低，為0.35。

從圖3可以看出：從低溫區到高溫區，功率耗散因子有增大趨勢，這種變化與合金不同的高溫變形機制密切相關。由于變形溫度升高利于合金中位錯運動，可使位錯間相互銷毀和重組趨于完全，促進亞晶形核生長，導致合金動態再結晶程度增大。因此，在Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金中，隨著變形溫度的升高，功率耗散因子增大，動態再結晶逐漸取代動態回復成為流動軟化的主要機制。

圖4 功率耗散因子峰區條件下樣品的顯微組織Fig.4 Optical microstructures of samples after hot deformation under different conditions

圖5 變形溫度為800℃，變形速率為0.1 s-1和η=0.35時樣品的顯微組織Fig.5 Optical microstructures of samples after hot deformation under conditions of 800 ℃, 0.1 s-1 and η=0.35

2.3.2 功率耗散因子谷區

圖6 功率耗散因子谷區條件下樣品的顯微組織Fig.6 Optical microstructures of samples after hot deformation under different conditions

圖6(a)所示為谷區1(溫度為750 ℃，應變速率為0.001 s-1，η＜0.27)條件下的合金顯微組織金相照片。由于變形溫度在相變點溫度以下，圖中存在大量析出α相，這些α相在變形過程中被破碎成細小的質點，彌散分布于合金中。β晶粒也被變形拉長，表現為明顯的動態回復特征。

圖6(b)所示為谷區2(溫度為900 ℃，應變速率為1 s-1，η＜0.29)條件下的合金顯微組織金相照片。在該條件下，合金由于變形速率過快而來不及發生完全動態再結晶，僅能在晶界處發現弓出形核造成的鋸齒形現象。也正因為新生晶粒形核剛剛發生，能量消耗較少，功率耗散因子表現局部極小值。

2.3.3 流變失穩區

圖7和圖8所示為變形失穩區內3種不同條件下的合金顯微組織。從圖7和圖8可見：在對樣品進行較低溫度和較高應變速率加載時，由于局部塑性變形溫度升高，相對過快的應變速率而來不及傳給較低溫區，使該區域強度降低導致局部失穩變形發生，形成了絕熱剪切帶[20]；絕熱剪切帶與所施加的應力方向(上下方向)約呈 45°角，沿剪切帶有穿晶裂紋存在，變形程度較大的區域 β晶粒則被這些裂紋切開(如圖7(b)所示)。由于剪切變形的大部分能量以熱能形式耗散在變形帶上，所以，其功率耗散因子η較低，小于0.27。

圖7 變形溫度為750 ℃、變形速率為1 s-1條件下樣品失穩變形形成的絕熱剪切帶Fig.7 Shear band in sample after hot deformation under conditions of 750 ℃ and 1 s-1

圖8 流變失穩區條件下樣品的顯微組織Fig.8 Optical microstructures of samples after hot deformation under different conditions

3 結論

(1) 固溶態的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金加工溫度范圍較寬，只有加工溫度低于800 ℃和變形速率大于0.1 s-1的區域為失穩變形區。

(2) 隨著變形溫度升高，功率耗散因子η有增大趨勢，合金的流動軟化行為由動態回復機制逐漸變為動態再結晶機制，顯微組織也隨之細化、均勻。

(3) Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金變形失穩的原因主要是發生了絕熱剪切，形成了與應力方向呈 45°角的穿晶裂紋，變形繼續增大，晶粒將被這些穿晶裂紋分割切碎。

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