高氧TC4鈦合金β相區變形行為研究

賈蔚菊，索軍剛，侯紅苗，張永強，趙恒章，郭 萍，潘 浩

(1.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)(2. 寶雞石油鋼管有限責任公司西安石油專用管分公司，陜西 西安 710200)

0 引 言

鈦合金因其比強度高、耐腐蝕性優異等特性，成為航空航天飛行器的關鍵結構材料。隨著飛機制造業的發展，飛機性能不斷提高，機體結構的用鈦量呈增逐年增加趨勢。目前最具代表性的四代戰機F-22的用鈦量達到結構重量的41%，波音787客機的用鈦量也達到了結構重量的15%[1]。以TC4鈦合金為代表的結構鈦合金以其良好的室溫/高溫強度、蠕變抗力、熱穩定性、疲勞性能、斷裂韌性和抗應力腐蝕性能，成為目前國內外航空制造領域中應用最為成熟和使用量最大的鈦合金[2]。為了進一步挖掘TC4鈦合金的應用潛力，美、俄等國對其進行了成分改進，設計出了TC4ELI鈦合金。該合金是第一種獲得大量應用的損傷容限型鈦合金，F-22戰機用鈦合金結構件中73%為TC4ELI鈦合金[3]。TC4ELI鈦合金具有優異的斷裂韌性和高溫性能，但其強度明顯低于傳統TC4鈦合金。為此，基于TC4這種應用最為成熟的鈦合金，各國均在開展進一步的性能優化研究。研究主要集中在2個方面，一方面是通過合金成分調整來提高性能，另一方面是通過控制熱機械變形過程來控制微觀組織狀態以達到調整力學性能的目的。研究表明，間隙式固溶元素O在鈦基體中與“位錯”產生彈性交互作用，形成“柯氏氣團”和“snock”氣團，對位錯的運動起阻礙和釘扎作用，對鈦基體產生強化效應。另外，置換式固溶元素Al、Fe等的添加，破壞了鈦晶格結點上原子的引力平衡，使其偏離原平衡位置，造成晶格畸變，由此產生強化效應。但固溶元素含量過大時會有損合金塑性，因此需要嚴格控制其含量[4-5]。

針對TC4鈦合金熱變形行為的研究較多，王清等[6]研究了TC4鈦合金在600～900 ℃的熱變形行為，結果發現合金在不同溫度區間變形的主導軟化機制是不同的。曲銀化等[7]研究了TC4鈦合金在850～1 050 ℃的變形行為并獲得了合金的流變應力方程。Seshacharyulu等[8]研究了具有兩相組織的TC4鈦合金的熱變形行為。Shibaygan等[9]研究了Ti-6Al-4V-0.1B合金的熱變形行為，發現B元素的加入對Ti-6Al-4V合金的熱變形行為產生顯著影響，主要原因歸結為B元素加入引起的晶粒細化及TiB顆粒的形成。張偉福等[10]研究了置氫TC4鈦合金的熱壓縮變形行為，研究表明置氫可以顯著降低TC4鈦合金的流動應力。上述研究主要關注于TC4鈦合金的熱變形行為及組織演變規律，以及其他添加元素對其變形行為的影響。然而關于合金成分調整對TC4鈦合金熱變形行為影響的研究鮮有報道。本研究在傳統TC4鈦合金成分基礎上，提高合金中Al、Fe元素含量至上線，增加合金中O元素含量，獲得高氧TC4鈦合金以達到從成分上來優化合金性能的目的，通過研究這種高氧TC4鈦合金在β相區的熱變形行為及變形機制，探索該合金在相變點以上成形的可行性及與傳統TC4鈦合金的異同，為挖掘傳統TC4鈦合金性能潛力提供理論基礎及指導。

1 實 驗

采用真空自耗熔煉制備高O含量的TC4鈦合金鑄錠，其化學成分如表1所示。鑄錠經單相區開坯鍛造及兩相區多火次鍛造后獲得φ230 mm的棒材，其鍛態組織均為α+β兩相組織，其中α相含量約為80%～90%，有島狀的長條α相，也有等軸α相，如圖1所示。金相法測得該合金的相變點為986 ℃。經過成分調整后，TC4鈦合金的拉伸性能大幅提高，遠高于GJB 2218A—2008中的性能指標，獲得強度和塑性的良好匹配。表2為高氧TC4鈦合金棒材的室溫拉伸性能。

表1高氧TC4鈦合金鑄錠的化學成分(w/%)

Table 1 Chemical composition of high-oxygen TC4 titanium alloy ingot

圖1 鍛態TC4鈦合金棒材的微觀組織Fig.1 As-forged microstructure of high-oxygen TC4 titanium alloy bar

Table 2 Room-temperature tensile properties of high-oxygen TC4 titanium alloy bar

從退火態TC4鈦合金棒材上切取熱模擬壓縮試樣，試樣尺寸為φ10 mm×15 mm。在Gleeble-3800試驗機上進行熱模擬壓縮試驗，試驗溫度范圍為990～1 030 ℃，每個溫度間隔20 ℃，應變速率范圍為0.01～1 s-1。壓縮試驗前將熱電偶焊接在試樣外表面的中間部位，用來測試試樣的溫度。試樣以5 ℃/s的加熱速度加熱到變形溫度，保溫5 min后開始壓縮變形，變形量為60%。為觀察試樣變形前的組織狀態，每個測試溫度下取1個試樣加熱到測試溫度后直接空冷。為了減少變形過程中試樣端面與砧頭的摩擦，在試樣端面涂上一層石墨粉，并在試樣端面與砧頭之間墊上鉭片。變形后的試樣沿與壓縮軸平行的方向剖開用于顯微組織觀察。

2 結果與分析

2.1 應力-應變曲線特征

流動應力-應變曲線反映了流動應力與變形條件之間的內在聯系，同時也是材料內部組織變化的宏觀表現。圖2為高氧TC4鈦合金在β單相區990～1 030 ℃范圍內的應力-應變曲線。由圖2可見，在不同試驗溫度下，應力-應變曲線表現出相似的變化規律。流動應力隨著應變速率的增大和溫度的降低而升高。在應變速率為0.01 s-1時，流動應力很快達到峰值，然后出現一個應力平臺直到應變達到0.2時曲線開始出現軟化現象，應變達到0.6時基本達到穩態，說明β單相區的組織基本達到穩定狀態。當應變速率為0.1 s-1時，變形開始階段隨著應變的增加，流動應力增加，說明在開始階段材料發生了硬化，應變達到0.2附近時流動應力達到峰值，隨著應變的增加材料發生軟化。這種軟化現象通常是絕熱溫升、動態再結晶或動態回復綜合作用的結果。在應變速率為1.0 s-1時，材料一開始表現出硬化現象，然后隨著應變的增加，流動應力基本保持在一個水平上，但曲線表現出明顯的震蕩。這種震蕩現象在兩相TC4鈦合金、Ti6242合金及IMI834合金中均有報道[11-13]。這些報道中指出，動態再結晶、應變時效或局部流變是導致流動應力震蕩的原因。具體原因需結合顯微組織特征來進一步確定。

圖2 高氧TC4鈦合金在不同溫度下的熱壓縮流動應力-應變曲線Fig.2 Flow stress-strain curves of the isothermal compression of high-oxygen TC4 titanium alloy at different temperatures：(a)990 ℃；(b) 1 010 ℃；(c) 1 030 ℃

2.2 高氧TC4鈦合金本構方程

(1)

低應力區(ασ<0.8時)：

(2)

高應力區(ασ>1.2時)：

(3)

整個應力范圍(雙曲正弦方程)：

(4)

式中，A1、A2、A、n1、n、α、β均為與溫度無關的常數，A為結構因子(s-1)，n為加工硬化指數，α、β和n之間滿足α=β/n1；流動應力σ可以是峰值應力，也可以是穩態流動應力或是指定應變量所對應的流動應力。

Zener和Hollomon在1944年提出并驗證了應變速率和溫度的關系可用一項參數Z來表示[15]：

(5)

式中，Z為Zener-Hollomon參數，是溫度補償的變形速率因子。變形激活能Q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，其值通常與激活焓ΔH相等。Z和σ之間符合以下關系式：

Z=A[sinh(ασ)]n

(6)

如果A、Q、n和α等材料常數的值已知，就可以求出該材料在任意變形條件下的流動應力值。

對式(2)和式(3)兩邊分別取對數得到：

(7)

(8)

圖3 不同變形溫度下和關系曲線Fig.3 Relation curves of and at different deformation temperatures

將式(5)代入式(6)中，再對其兩邊求自然對數可以得到：

(9)

將不同變形條件下的應力值代入(9)式，以1/T和ln[sinh(ασ)]為坐標作圖，進行線性回歸，結果如圖4所示。由圖4可知，σ與T較好地符合式(9)的線性關系，說明TC4鈦合金高溫變形時流動應力與變形溫度之間符合Arrhenius關系。這種關系說明TC4鈦合金熱壓縮變形是受熱激活控制的。

在一定的應變和應變速率下對式(4)求導得：

(10)

由式(10)可知，當Q與溫度無關時，ln[sinh(ασ)]與1/T成線性關系。式中的n2和n3值可分別求得，然后代入式(10)中求得TC4鈦合金在β單相區的變形激活能Q為141 kJ/mol。

圖4 不同應變速率下的ln[sinh (ασ)]-1/T關系曲線Fig.4 Relation curves of ln[sinh (ασ)]-1/T for various strain rate

對式(6)兩邊求對數得：

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(11)

將Q值和變形條件代入式(6)后求出Z值，以ln[sinh(ασ)]和lnZ為坐標作圖，并進行線性回歸，結果如圖5所示。由圖5可求得應力指數n為3.07，lnA為10.47。將求得的各材料參數值代入式(4)，得到TC4鈦合金高溫本構方程：

由圖5可見，ln[sinh(ασ)]和lnZ經線性回歸后，其線性相關系數為0.99，表明選用雙曲正弦模型來描述TC4鈦合金的高溫變形行為是適用的。

圖5 流動應力與Z參數的雙對數關系曲線Fig.5 Relation curve of lnZ-ln[sinh(ασ)]

2.3 微觀組織特征

鈦合金最終的微觀組織結構不僅與其初始組織狀態有關，還與其熱加工過程有關。為了有效的分析熱變形工藝參數對合金組織的影響，在每個測試溫度下加熱一個試樣，保溫一定時間后直接空冷，獲得變形前試樣的微觀組織結構，如圖6所示。由圖6可見，所有變形前組織均為包含條狀α相的β轉變組織結構。由此可推斷，在高溫加熱后變形前，組織由β單相構成，試樣在高溫冷卻過程中組織內析出了條狀α相。在990～1 030 ℃溫度下，原始β晶粒大小約為250～255 μm，見表3?？梢姡谙嘧凕c以上溫度加熱，β晶粒尺寸對加熱溫度不敏感。

圖6 高氧TC4鈦合金經不同溫度加熱后的微觀組織Fig.6 Microstructures of high-oxygen TC4 titanium alloy after heated at different temperatures：(a)990 ℃；(b)1 010 ℃；(c)1 030 ℃

Table 3 Prior-β grain size of high-oxygen TC4 titanium alloy after heated at different temperatures

圖7為高氧TC4鈦合金在1 030 ℃以不同應變速率壓縮后的微觀組織。由圖7可以看出，應變速率對原始β晶粒的形貌有很大的影響。應變速率為0.01 s-1，原始β晶界發生彎折，在原始β晶界上觀察到了動態再結晶晶粒。隨著應變速率的提高，原始β晶粒沿著與壓縮方向垂直的方向被拉長拉扁，這是典型的回復結構。特別在應變速率為1 s-1時，原始β晶粒沿與壓縮方向垂直的方向被拉長為扁平狀，晶界呈鋸齒狀，且在晶界上分布了一些細小的再結晶晶粒。對比圖7a、7c可見，隨著應變速率的增加，再結晶晶粒的數量減少，晶粒尺寸減小。這是由于動態再結晶過程是一個形核和長大的過程。當應變速率較低時，動態再結晶晶粒有足夠的時間形核，長大。而應變速率越高，晶粒內部發生動態再結晶的驅動力越大，單位時間內動態再結晶形核速率越快，并且在較大應變速率下變形至相同應變量所需要的時間較短，從而使得新形成的動態再結晶晶粒難以長大而更為細小。Ding[16]和Wanjara[17]分別在Ti-6Al-4V和IMI834鈦合金中也觀察到了同樣的現象。

圖7 高氧TC4鈦合金在1 030 ℃以不同應變速率壓縮后的微觀組織Fig.7 Microstructures of high-oxygen TC4 alloy compressed by different strain rates at 1 030 ℃：(a) 0.01 s-1；(b) 0.1 s-1；(c)1 s-1

高氧TC4鈦合金中的再結晶程度非常有限，這主要是因為在單相區變形，β相的自擴散能力很強，位錯易于運動，通過動態回復降低了晶粒內部存儲的畸變能，而使得晶粒內部沒有足夠的位錯密度促使動態再結晶的發生，只是在晶界等局部畸變能較高的地方發生動態再結晶。因此，高氧TC4鈦合金在β單相區變形時的主要機制為動態回復伴隨局部動態再結晶。正如圖2中曲線所示，隨著應變增加，流動應力達到一恒定值，這是典型的動態回復特征。

2.4 熱變形行為分析

應力-應變曲線形狀特征是材料熱變形機制的反映。圖8是高氧TC4鈦合金應力-應變曲線與文獻報道中常規TC4鈦合金的應力-應變曲線對比圖。從圖8可見，本研究獲得的曲線的變化趨勢與Seshacharyulu等[18]所獲得的曲線特征相似，但與Momeni等[19]所獲得的曲線變化趨勢是不同的。通常來講，隨著變形溫度的升高，材料的流動應力降低。

圖8 TC4鈦合金應力-應變曲線對比圖Fig.8 Comparison of the stress-strain curves of TC4 titanium alloy

從圖8可見，參考文獻[19]中所用的TC4材料在1 050 ℃時的應力要高于本研究中TC4鈦合金在1 030 ℃的應力水平。這個結果說明，文獻[19]中的材料具有較高的變形抗力，作者認為這主要歸因于合金中較高的V元素含量(高出標準1%含量)。文獻[18]中合金的應力變化趨勢與本研究結果類似。對比文獻[18]中的合金元素含量可見，本研究所用合金中Fe元素含量較高，高出參考文獻2.8%，另外，本研究中晶粒大小與文獻[18]中的晶粒大小基本相同，均在200～250 μm。由此可推測，Fe元素含量對TC4鈦合金變形行為的影響較小。

另外，從圖2可以看出，在應變速率為1 s-1時曲線表現出較大的震蕩，且在應變大于0.6以后出現翹曲現象，這種現象說明材料發生了局部不穩定塑性流變。圖9為在溫度1 030 ℃、應變速率1 s-1變形條件下的試樣橫截面宏觀照片。從圖9可以看到明顯的變形帶，同時在試樣的上下表面可以觀察到變形死區，這是典型的塑性變形不均勻特征。在較大應變下出現的翹曲現象是試樣壓縮后上下表面摩擦力增大而導致的應力增大。

圖9 TC4鈦合金在1 030 ℃、1 s-1條件下壓縮后的橫截面宏觀照片Fig.9 Transverse macrostructure of TC4 titanium alloy compressed at 1 030 ℃ and 1 s-1

Table 4 Activation energy of deformation for several titanium alloys

材料的變形激活能也是其塑性變形機制的反映。表4列出了幾種鈦合金的變形激活能。由表4可見，鈦合金在α+β兩相區的變形激活能均高于β單相區的激活能，這說明合金在不同變形范圍內其變形機制是不同的。有研究指出，鈦合金在β單相區的變形激活能一般處于180～220 kJ/mol的范圍內，與β相的自擴散激活能(153 kJ/mol)接近[23]。本研究獲得的高氧TC4鈦合金的變形激活能為141 kJ/mol，與β相自擴散激活能相近，說明TC4鈦合金在單相區的變形主要由動態回復所控制，這與微觀組織結構特征吻合。另外，結合高氧TC4鈦合金的拉伸性能分析結果(表4)，Al、O元素含量的調整提高了合金的強度，同時不損失合金的塑性。這主要是由于Al和O均為α相穩定元素，起到了固溶強化和間隙強化的作用，同時Al、O元素含量沒有超過其在鈦中的極限溶解度，故對合金塑性影響不大。從高氧TC4鈦合金的應力-應變曲線特征及應變激活能結果來看，合金元素的調整對其β相區熱變形行為影響不大，這主要與合金組織在單相區由全β相組成有關。

3 結 論

(1)高氧TC4鈦合金在990～1 030 ℃范圍內變形，流動應力隨著應變速率的增高和溫度的降低而升高，應變速率為1 s-1時，流變曲線的震蕩是由材料的不穩定變形引起的。

(2)高氧TC4鈦合金在β單相區的變形激活能為141 kJ/mol。本構方程為

(3)在990～1 030 ℃加熱溫度下，原始β晶粒尺寸在250～255 μm范圍內，β相區以上溫度加熱，晶粒尺寸對溫度不敏感。

(4)隨著應變速率的增加，原始β晶粒沿與壓縮軸垂直方向被拉長，在原始β晶界上可觀察到細小的再結晶晶粒。高氧TC4鈦合金在β單相區的變形機制主要為動態回復。