新型Ti5321合金片層組織的熱變形行為

周 偉，趙永慶,2，辛社偉，李 倩，李 磊，張思遠，陳 軍，王 歡,2

(1.西北有色金屬研究院，陜西 西安 710016)(2.西北工業大學，陜西 西安 710072)

0 引 言

Ti5321合金是西北有色金屬研究院開發的一種新型高強韌鈦合金[1]，該合金經強化熱處理后抗拉強度超過1 200 MPa，并且具有良好的斷裂韌性(KIC≥65 MPa · m1/2)，相對于目前已成熟應用的高強韌鈦合金來說，該合金在強韌性能匹配上更能滿足我國航空用損傷容限鈦合金的要求。

金屬材料在加工過程中受溫度、變形量、應變速率等因素的影響，而鈦合金片層組織的熱變形及其球化行為一直是國內外鈦合金熱加工領域研究的熱點。Miller等[2]在20世紀90年代研究了Ti-6Al-4V合金片層組織在壓縮和拉伸2種熱加工方式下的變形行為，研究發現，受織構的影響,合金片層組織拉伸變形較壓縮變形應力峰值的軟化程度大。陳慧琴等[3]研究了TC11鈦合金片層組織在兩相區的熱變形行為，通過分析顯微組織認為片層組織球化行為是變形應力軟化引起的。周建華等[4]研究了TC17鈦合金熱變形過程中片狀組織的演變規律，研究發現變形量對合金片狀組織的球化起決定作用。吳成寶等[5]通過研究TA15鈦合金片層組織的熱變形及組織球化行為發現，合金變形應力對應變速率和溫度敏感。綜上表明，鈦合金片層組織在兩相區變形，熱加工工藝參數對合金變形應力及組織演變具有重要的影響。作為新研制開發的Ti5321高強韌鈦合金，為了實現合金片狀組織在α+β相區組織與性能的控制，開展這方面變形行為及顯微組織演變的研究是十分必要的。

1 實 驗

實驗用原材料為Ti5321合金棒材，其化學成分 (w/%)： Al 5.02、Mo 3.03、V 2.99、Cr 2.06、Nb 1.37、Zr 2.01、Fe 0.99、O 0.064、H 0.001 1、N 0.000 4、Ti余量。采用金相法測得合金α/β相變點為860 ℃。從Ti5321合金棒材上切取φ10 mm×70 mm試樣，經900 ℃保溫1 h后以0.25 ℃/min的冷卻速度爐冷到700 ℃后空冷。熱處理后Ti5321合金棒材的顯微組織為典型的魏氏片層組織[6]，具有清晰完整的β晶界及晶內平直集束α片層結構，如圖1所示。將熱處理后的φ10 mm×70 mm試樣再加工成φ8 mm×12 mm的熱壓縮試樣。熱壓縮試驗在Gleeble-2800型熱模擬實驗機上進行，試驗溫度為790～850 ℃，應變速率為0.01～1 s-1，變形量為30%～70%，試樣變形后水冷。將熱壓縮后的試樣沿垂直于壓縮方向剖開制成金相試樣，再經粗、細磨及拋光處理后，用5%HF+15%HNO3+80%H2O(體積分數)的 Kroll腐蝕液[7]腐蝕，采用OLYMPUSPM-G3型金相顯微鏡進行顯微組織觀察。

圖1 Ti5321合金棒材的初始片層組織Fig.1 Original lamellar microstructure of Ti5321 alloy bar

2 結果與討論

2.1 應力-應變曲線

圖2為Ti5321合金試樣在不同試驗條件下經熱壓縮變形得到的真應力-真應變曲線。由圖2可以看出，不同變形條件下獲得的真應力-真應變曲線形狀特征基本相似，即在變形的初始階段應力隨應變量的增加而增大，當應力達到峰值或出現上、下屈服點后應力隨應變的增加而減小并逐漸趨于穩定。初始變形時應力增加是變形過程中位錯迅速增殖導致的加工硬化的結果，而隨后的軟化行為則與片層組織球化和動態再結晶有關[8]。當硬化和軟化效應達到動態平衡時，變形進入穩態流變階段。

圖2 Ti5321合金試樣在不同變形條件下的真應力-真應變曲線Fig.2 The true stress-true strain curves of Ti5321 alloy specimens at different deformation conditions

由圖2還可以發現，當變形溫度一定時，應變速率越大，其流變應力的峰值越大。例如，當變形溫度為820 ℃，應變速率為0.01 s-1和1 s-1時的流變應力峰值分別為118.52 MPa和249.41 MPa，兩者差值為130.89 MPa。這是由于隨著應變速率增加，動態軟化行為得不到充分進行而導致應力增大[9]。同一應變速率下，流變應力隨變形溫度的升高而降低。例如，應變速率為0.1 s-1，變形溫度由790 ℃升高到850 ℃時，其真應力峰值降低了112.8 MPa，說明Ti5321合金屬于熱敏感型合金[10]。

2.2 顯微組織演變

圖3為Ti5321合金試樣在不同試驗條件下經熱壓縮變形后的顯微組織。由圖3可以看出，變形程度和變形溫度對合金的組織形貌影響很大。同一變形溫度和應變速率下，當變形量較小(30%)時，α片層發生扭曲并且被拉長，片層厚度變薄，局部片層組織被打碎成細小顆粒狀球化組織，但由于變形程度較小，顯微組織仍以片層組織為主(圖3a)。與30%壓縮變形組織相比，50%變形后的組織變化明顯，α片層不再是連續的整體形貌。隨著變形量的增大，局部大的剪切和扭轉變形使β相沿著剪切帶深入α相，同時α相存在明顯的球化趨勢，等軸α顆粒的數量較30%變形時增加，如圖3b所示。當變形量增大到70%時，由于變形程度增大，具有較高層錯能[11]的β相在變形時發生攀移和交滑移，形成多邊形化[12]的再結晶組織，組織中已經觀察不到片狀組織痕跡，破碎的α晶粒短時間內不能長大，組織為細小橢球狀顆粒，如圖3c所示。

圖3 Ti5321合金試樣不同變形條件下熱壓縮變形后的顯微組織Fig.3 Microstructures of Ti5321 alloy specimens after hot compression at different deformation conditions： (a)820 ℃,0.1 s-1,30%；(b)820 ℃,0.1 s-1,50%；(c)820 ℃,0.1 s-1,70%;(d)790 ℃,0.1 s-1,70%；(e)850 ℃,0.1 s-1,70%；(f)850 ℃,0.01 s-1,70%

當應變速率和變形量相同時，在試驗范圍內的3個不同溫度變形后其主要變形區域微觀組織中都觀察到了等軸組織形貌，但是790 ℃變形形成的是片層α相球化組織(圖3d)，而其它2個溫度發生了β相的再結晶(圖3c、3e)，并且隨著變形溫度的升高，再結晶晶粒呈現粗化、長大趨勢。由于鈦合金導熱性差，α+β相區變形溫度較高時，變形熱導致的溫升會使合金發生α→β相轉變，在隨后的快速冷卻中出現大量針狀馬氏體組織。

同一變形溫度和變形量時，再結晶晶粒尺寸隨著應變速率的增大而減小(圖3e、3f)。郭強等人[13]認為，應變速率越大，金屬變形過程中儲存的畸變能越大，導致再結晶形核區域增多，晶粒細化。

3 結 論

(1)在所有試驗設定的熱壓縮變形條件下，Ti5321合金試樣的應力-應變行為均表現出先硬化后軟化的曲線特征，變形硬化是位錯增殖導致的，而軟化則與片層組織球化和動態再結晶有關。

(2)Ti5321合金試樣在熱壓縮變形時，應變速率和變形溫度對合金變形抗力影響較大，該合金屬于應變速率敏感型和熱敏感型合金。

(3)變形量和變形溫度是影響Ti5321合金片層組織球化及β再結晶的主要因素。同一變形溫度和應變速率下，隨著變形量的增大，片層α相發生球化及β相再結晶現象。當應變速率和變形量相同時，低溫變形主要發生片層α相球化行為，高溫變形發生的是β相的再結晶。

(4)應變速率對Ti5321合金再結晶晶粒尺寸影響較大，同一變形溫度和變形量時，再結晶晶粒尺寸隨著應變速率的增大而減小。