王 華,冀勝利,王凱旋,曾衛(wèi)東

(1.海軍裝備部,陜西 西安 710021) (2.陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司,陜西 三原 713801) (3.西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院,陜西 西安 710072)

片層組織 TC17鈦合金高溫變形行為研究

王 華1,冀勝利2,王凱旋3,曾衛(wèi)東3

(1.海軍裝備部,陜西 西安 710021) (2.陜西宏遠(yuǎn)航空鍛造有限責(zé)任公司,陜西 三原 713801) (3.西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院,陜西 西安 710072)

通過熱壓縮試驗(yàn)研究了具有初始片層組織的 TC17鈦合金在 780～860℃和應(yīng)變速率 0.001～10 s-1范圍內(nèi)的熱變形行為和組織演變。分析了該合金在兩相區(qū)變形的應(yīng)力 -應(yīng)變曲線特征,其流變應(yīng)力本構(gòu)關(guān)系可以用雙曲正弦方程和 Zener-Hollomon參數(shù)描述,得到 TC17合金在兩相區(qū)變形的平均激活能為 488.86 kJ·mo l-1。顯微組織分析發(fā)現(xiàn):TC17合金在兩相區(qū)變形時(shí)組織演變的主要特征是片層組織球化;熱變形參數(shù)嚴(yán)重影響片層組織球化過程的進(jìn)行,加大變形量、降低應(yīng)變速率以及提高變形溫度可以提高片狀組織的動態(tài)球化程度。

TC17鈦合金;片層組織;流變應(yīng)力方程;動態(tài)球化

1 前 言

TC17(Ti-5A l-4M o-4C r-2Sn-2Zr)合金是一種富β穩(wěn)定元素的α+β型兩相鈦合金,該合金具有強(qiáng)度高、斷裂韌性好、淬透性高等優(yōu)點(diǎn),主要用于制造航空發(fā)動機(jī)風(fēng)扇、壓氣機(jī)盤[1]。整體葉盤結(jié)構(gòu)是高推比航空發(fā)動機(jī)的重要選擇。航空發(fā)動機(jī)壓氣機(jī)盤各部位的服役環(huán)境差異很大,葉片部位和輪盤部位的性能要求不同。由于葉片要求高強(qiáng)度和高周疲勞性能,而輪盤要求高的斷裂韌性和良好的高溫性能。眾所周知,等軸組織具有強(qiáng)度高、塑性好和良好的抗裂紋萌生能力等優(yōu)點(diǎn),但高溫性能和斷裂韌性較差;反之,片層組織具有良好的斷裂韌性、抗裂紋擴(kuò)展能力、高溫持久強(qiáng)度、蠕變抗力等優(yōu)點(diǎn),但塑性和熱穩(wěn)定性較差。鍛造整體式風(fēng)扇盤和壓氣機(jī)盤件是通過在兩相區(qū)熱變形促使具有原始片層組織的坯料的不同部位組織發(fā)生不同程度的球化,從而得到理想組織分布以滿足各部位性能的最佳匹配。因此,研究具有初始片層組織的 TC17合金在兩相區(qū)變形的流變行為及組織演變,對于揭示 TC17合金兩相區(qū)的變形機(jī)理、優(yōu)化熱變形工藝及精確控制微觀組織具有重要意義。

2 實(shí)驗(yàn)材料與方法

采用金相法得到實(shí)驗(yàn)用 TC17合金的 (α+β)/β相變點(diǎn)為 905℃。經(jīng)單相區(qū)改鍛冷卻得到的初始片層組織如圖1所示,在粗大的原始β晶粒 (約為400μm)內(nèi)細(xì)針狀α相交織成網(wǎng)籃狀,晶界α清晰,針狀α和晶界α厚度分別約為0.5μm和 1.5μm。

恒溫恒應(yīng)變速率熱壓縮實(shí)驗(yàn)在 Gleeble-1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。實(shí)驗(yàn)條件:變形溫度分別為780,800,820,840,860℃;變形速率為 0.001, 0.01,0.1,1,10 s-1;變形程度分別為 15%,30%,45%,60%,75%。將試樣(φ8mm×12mm)加熱到預(yù)定溫度后保溫 5m in,變形后立即水冷以保留高溫變形組織。將變形后的試樣沿軸向線切割剖開,按照常規(guī)方法制備金相試樣。利用場發(fā)射掃描電鏡SUPRATM55進(jìn)行組織觀察。

3 結(jié)果與分析

3.1 應(yīng)力 -應(yīng)變曲線特征

實(shí)驗(yàn)得到的 TC17鈦合金在兩相區(qū)熱壓縮的典型流變應(yīng)力 -應(yīng)變曲線見圖2,其他參數(shù)條件下的流動應(yīng)力 -應(yīng)變曲線可見文獻(xiàn)[2]。變形開始,應(yīng)力隨著應(yīng)變急劇增加,發(fā)生應(yīng)變硬化;在較小的應(yīng)變(0.02～0.07)下應(yīng)力達(dá)到峰值;而后應(yīng)力隨著應(yīng)變增加逐漸降低,發(fā)生流變軟化并逐漸趨于穩(wěn)定狀態(tài)。起始階段的應(yīng)變硬化是由于位錯迅速增殖并發(fā)生交互作用的結(jié)果,最后的穩(wěn)態(tài)變形則表明微觀組織達(dá)到一種相對穩(wěn)定狀態(tài)。一般認(rèn)為應(yīng)力軟化現(xiàn)象與變形過程中的溫升效應(yīng)和片層組織的球化有關(guān)[3-4]。此外,在高溫高應(yīng)變速率 (10 s-1)下發(fā)生了不連續(xù)屈服現(xiàn)象。

圖2 TC17合金在 820℃下的典型流動應(yīng)力 -應(yīng)變曲線Fig.2 Typical stress-strain curves of TC17 alloy at820℃

還可看出:相同變形溫度下,不僅應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增大而增大,而且隨著應(yīng)變速率的增大,應(yīng)力峰值前后應(yīng)力的硬化率和軟化率也逐漸增大,應(yīng)力峰形狀也變得越尖,說明 TC17合金在兩相區(qū)的熱變形應(yīng)力對應(yīng)變速率敏感。

3.2 本構(gòu)關(guān)系的建立

高溫塑性變形是一個熱激活過程,在熱變形過程中材料的高溫流變應(yīng)力強(qiáng)烈取決于應(yīng)變速率和變形溫度。熱變形過程中的流變應(yīng)力一般可以通過以下 3種形式的Arrhenius方程表示[5]。

低應(yīng)力水平時(shí):

高應(yīng)力水平時(shí):

整個應(yīng)力范圍(雙曲正弦方程):

式中,A1,A2,A,n1,n,α,β均為與溫度無關(guān)的常數(shù),A為結(jié)構(gòu)因子 (s-1),n為應(yīng)力指數(shù),α為應(yīng)力水平參數(shù) (M Pa-1);R為氣體常數(shù);T為變形溫度;α,β和 n之間滿足α=β/n;Q為變形激活能; σ可表示峰值應(yīng)力或穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力 (M Pa),或?yàn)橹付☉?yīng)變量所對應(yīng)的流變應(yīng)力。

變形溫度和應(yīng)變速率的關(guān)系也可用溫度補(bǔ)償?shù)淖冃嗡俾室蜃?Zener-Ho llomon參數(shù) Z來表示[6]:

根據(jù)式(4)可得到:

由此,可將流變應(yīng)力表達(dá)為 Z-H參數(shù)的函數(shù):

通過對實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)分析發(fā)現(xiàn),式 (3)所示的雙曲正弦形式的 A rrhenius方程可以較好的反映 TC17合金流變應(yīng)力的變化規(guī)律。圖3～5為實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)按照式(3)和式(4)的處理結(jié)果?？梢钥闯?各種參數(shù)實(shí)驗(yàn)下 ln[sinh(ασ)]與 lnε·、1/T和 ln Z之間呈現(xiàn)較好的線性關(guān)系。將實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)按式 (3)形式進(jìn)行回歸分析,可以確定α值為 0.004 42,平均熱變形激活能Q為 488.86 kJ·mol-1。變形激活能 Q通常和激活焓ΔH相等,它提供了速率控制機(jī)制中原子重排難易程度的有關(guān)信息,其大小反映了合金熱變形過程中位錯開動、回復(fù)和再結(jié)晶進(jìn)行的難易程度。在兩相區(qū)的高變形激活能值可能與變形中發(fā)生動態(tài) (幾何)再結(jié)晶或者動態(tài)球化有關(guān)[7]。

根據(jù)式(3),依多元線性回歸方法求解系數(shù)得:

由 Z-H參數(shù)表示的本構(gòu)關(guān)系:

3.3 TC17鈦合金在變形過程中的組織演變

圖6為在 780℃,應(yīng)變速率為 0.001 s-1,變形程度分別為 30%和 75%的顯微組織。當(dāng)變形量為 30%時(shí),片狀α相仍保持了原來的網(wǎng)籃狀分布,球化α相極少。這是因?yàn)殁伜辖鹬衅瑢咏M織結(jié)構(gòu)具有很強(qiáng)的熱力學(xué)穩(wěn)定性,改變片層組織的形態(tài)需要一定的臨界應(yīng)變量[8]。變形量為 75%時(shí),片狀α相的長度明顯減小,球化α相的比例顯著增大,α相的網(wǎng)籃狀分布逐漸被破壞,平行于壓縮軸方向的α相率先球化。大變形使得合金的變形畸變能增大,片狀α相中缺陷 (小角度晶界、大角度晶界、剪切帶和孿晶等)增多,易于發(fā)生動態(tài)球化。此外,變形量越大,條狀α相受到流變應(yīng)力切斷的數(shù)量越多,從而為動態(tài)球化提供更多的形核機(jī)會。

圖3 TC17鈦合金流變應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.3 Relationship between flow stress and stain rates for TC17 alloy

圖4 TC17鈦合金流變應(yīng)力與變形溫度的關(guān)系Fig.4 Relationship between flow stress and temperatures for TC17 alloy

圖7為在 840℃,應(yīng)變速率分別為 10 s-1和0.001 s-1,變形程度為 45%條件下變形后的 SEM照片?？梢钥闯鲭S著應(yīng)變速率的降低,條狀α相的球化更為顯著。這說明應(yīng)變速率對片層狀組織的球化進(jìn)程影響顯著,應(yīng)變速率越慢,α相球化越充分。這主要是因?yàn)榈蛻?yīng)變速率給予動態(tài)球化相對充分的時(shí)間。

圖5 TC17鈦合金流變應(yīng)力與 Z參數(shù)的關(guān)系Fig.5 Relationship between flow stress and Z parameter for TC17 alloy

圖6 TC17鈦合金經(jīng)不同程度變形后的 SEM照片: (a)30%變形;(b)75%變形Fig.6 SEM micrographs of TC17 alloy under different degree: (a)30%height reduction;(b)75%height reduction

圖7 TC17鈦合金經(jīng)不同應(yīng)變速率變形后的 SEM照片: (a)10 s-1; (b)0.001 s-1Fig.7 SEM micrographs of TC17 alloy under different strain rate: (a)10 s-1; (b)0.001 s-1

圖8為 TC17鈦合金在 860℃,應(yīng)變速率為0.001 s-1,變形程度為 75%條件下變形后的 SEM照片?？梢钥吹?α相已完全球化。相比較低變形溫度 (圖6)的組織,可以發(fā)現(xiàn)變形溫度對片狀α相的球化進(jìn)程影響顯著,溫度越高球化過程進(jìn)行的越快。

圖8 TC17鈦合金在 860℃,應(yīng)變速率為 0.001 s-1,變形程度75%條件下變形后的 SEM照片F(xiàn)ig.8 SEM micrograph of TC17 alloy at860℃,0.001 s-1, 75%height reduction

4 結(jié) 論

(1)TC17鈦合金兩相區(qū)變形的應(yīng)力 -應(yīng)變曲線特征為:變形開始,應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加急劇增加,發(fā)生加工硬化;在較小的應(yīng)變下(0.02～0.07),應(yīng)力達(dá)到峰值;而后應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加逐漸降低,發(fā)生軟化;隨著應(yīng)變的進(jìn)一步增加,應(yīng)力的軟化率逐漸下降,逐漸趨于穩(wěn)定狀態(tài)。熱變形應(yīng)力對應(yīng)變速率敏感。

(2)TC17鈦合金兩相區(qū)變形時(shí)流變應(yīng)力本構(gòu)關(guān)系滿足雙曲正弦模型,亦可用包含 Z-H參數(shù)的關(guān)系模型描述其流變行為。計(jì)算得到 TC17鈦在兩相區(qū)變形的激活能為 488.86 kJ·mo l-1,高激活能與片狀組織的球化有關(guān)。

(3)變形程度、變形速率、變形溫度等熱變形參數(shù)對 TC17鈦合金的片狀組織的動態(tài)球化過程有重要影響。加大變形量、降低應(yīng)變速率以及提高變形溫度可以提高片狀組織的動態(tài)球化程度。

[1]Boyer Rodney,Welsch Gerhard,Collings EW,et al. Materials Properties Handbook: Titanium Alloys[M]. Ohio:ASM,1994.

[2]Wang K X,Zeng W D,Zhao Y Q,et al.Flow behavior and microstructural evolution of Ti-17 alloy with lamellar microstructure during ho t deformation inα+βphase field [J].Materials Science Technology (Available online, DO I:10.1179/174328409X463252).

[3]Semiatin SL,Seetharaman V,Weiss I.Flow behavior and globularization kinetics during ho tworking of Ti-6A l-4V with a colony alpha microstructure[J].Materials Science and Engineering A,1999,263:257-271.

[4]Miller RM,Bieler TR,Semiatin SL.Flow softening during hot working of Ti-6A l-4V with a lamellar colony microstructure[J].Scripta Materialia,1999,40(12):1387-1393.

[5]Pu Z J, Wua K H, Shi J, et al. Development of constitutive relationships for the hot deformation of boron microalloying Ti - Al - Cr - V alloys[ J ]. Materials Science and Engineering A,1995,192/193:780-787.

[6]Henshall GA,Miller A K.The influence of solutes on flow stress plateaus,with emphasis on back stresses and the development of unified constitutive equations[J].Acta Materialia,1989,37(10):2693-2704.

[7]Seshacharyulu T,Medeiros SC,Frazier W G,et al.Microstructural mechanisms during hot working of commercial grade Ti-6A l-4V with lamellar starting structure[J].Materials Science and Engineering,2002,325:112-115.

[8]Wang Kaixuan,Zeng Weidong,Zhao Yongqing,et al.Quantitative analysis on microstructural evolution of lamellar alpha phase in titanium alloy during hot working[J].Rare Metal Materials and Engineering,2010,39(4):565-569.

Hot Deformation Behavior and Microstructure Evolution of TC 17 Titanium Alloy

Wang Hua1,Ji Shengli2,Wang Kaixuan3,Zeng Weidong3
(1.Equipment Department of the Navy,Xi'an 710021,China) (2.Shaanxi Hongyuan Aviation Forging Industry Co.,Ltd.,Sanyuan 713801,China) (3.Northwestern Polytechnical University,Xi'an 710072,China)

The hot deformation behavior and microstructure evolution of TC17 titanium alloy with initial lamellar structure were studied in the temperature range 780～860℃and strain rate range 0.001～10 s-1by hot compression tests.Characteristics of Stress strain curves of the alloy deformed with the test parameters were analyzed.The constitutive relation of TC17 titanium alloy under high temperature conditions can be described by hyperbolic-sine-type equation and Zener-Hollomon parameter,and the deforming activation energies inα+β phase field is488.86 kJ·mo l-1. The main evolution character of the microstructure is the globularization of lamellar,and the degree of dynamic globularization of lamellar increases with increasing strains,increasing temperature and decreasing strain rate.

TC17 titanium alloy;lamellar microstructure;flow stress equation;globularization

2010-09-15

國家 973計(jì)劃資助項(xiàng)目(2007CB613807);新世紀(jì)優(yōu)秀人才支持計(jì)劃(NCET-07-0696);凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放課題(35-TP-2009)

王華(1978-),男,碩士研究生,工程師,電話:029-86150821。