上海航天動力技術研究所 孫海全 朱小兵 肖曉青

TC11鈦合金具有密度低、比強度高、導熱率低和耐腐蝕等特點，是Ti-Al-Mo-Zr-Si系的兩相熱強型鈦合金，可在500℃下長期工作，具有優(yōu)異的熱強性，并具有較高的室溫強度和良好的熱加工工藝性能，適于制造航空發(fā)動機的壓氣機盤、葉片、鼓筒和軸類等零件[1-2]，在航空、航天、兵器等薄壁殼體零件的結構輕量化需求中有著廣泛的應用前景[3]，是未來導彈發(fā)動機殼體的備選材料之一。

TC11鈦合金熱加工成形溫度范圍窄，變形抗力大，其變形抗力和微觀組織對應變溫度、應變速率很敏感，易造成產(chǎn)品的顯微組織不均勻和成形過程中變形不均勻，嚴重影響產(chǎn)品質(zhì)量的穩(wěn)定性[4-5]。為探討TC11鈦合金合適的旋壓溫度，需要開展TC11鈦合金熱壓縮模擬試驗，研究變形溫度、變形速率對TC11鈦合金力學性能和顯微組織的影響。本文針對TC11鈦合金熱旋壓成形需求，進行了溫度600℃～800℃、應變速率（ε）0.001～1s-1下的熱壓縮試驗，得到該合金在不同應變溫度和應變速率條件下的流動應力曲線，探討了熱加工條件下微觀變形機制與組織變化規(guī)律，為TC11鈦合金熱旋壓成形工藝的制定提供一定的理論與試驗依據(jù)。

1 試驗

1.1 試驗材料

試驗用TC11鈦合金是由寶雞有色金屬加工廠生產(chǎn)的φ320mm雙重退火態(tài)的熱軋管材，其主要化學成分見表1。雙重退火制度為960℃/1hAC+530℃/6hAC，退火后組織為等軸α相+β轉(zhuǎn)，是均勻分布的混合組織，其中有初生相α（亮塊）和α+β混合體的β轉(zhuǎn)（暗塊），這種組織是合金在（α+β）區(qū)內(nèi)低于相變點30℃～50℃的溫度變形時所獲得的[6]，其微觀組織形貌如圖1所示。

表1 TC11鈦合金化學成分（質(zhì)量分數(shù)）%

圖1 TC11鈦合金雙重退火態(tài)等軸組織Fig.1 Equiaxed microstructure of TC11 titanium alloy under double annealing state

1.2 熱模擬壓縮試驗參數(shù)的選取

為研究不同大小級別的應變速率對旋壓成形過程的影響，熱模擬的變形速率需根據(jù)旋壓工藝的變形速率來確定，旋壓有效應變速率計算公式[7]：其中，ν0為進給速度；αρ為旋輪成形角；初始壁厚為t0、tf、tθf分別為旋壓前、旋壓后、旋壓過程中不同θ層的壁厚；φt為壁厚減薄率。

旋壓參數(shù)設定為：旋壓毛坯壁厚10mm，第一道次旋輪與芯模的間隙X3=8.80mm，X=7.6mm，X2=6.50mm，進給速度為1.2mm/s，旋輪前角αρ為22°。

最終壁厚 tf3=8.80mm、tf1=7.6mm、 tf2=6.50mm，對應的減薄率φt分別為12%、24%、35%，代入上式，得到不同減薄率下的最大旋壓應變速率為0.06s-1、0.07s-1、0.08s-1，最大在0.1s-1左右。確定熱壓縮模擬的應變速率范圍為 0.001s-1、0.01s-1、0.1s-1、1s-1。

根據(jù)生產(chǎn)經(jīng)驗和文獻查閱初步確定熱旋溫度為600℃～800℃，選取的熱壓縮的溫度數(shù)值分別為600℃、650℃、700℃、750℃、800℃。

1.3 試驗方法

熱變形試驗在Gleeble-1500熱模擬機上進行。壓縮試樣尺寸為φ8 mm×12 mm，應變速率范圍為 0.001s-1、0.01s-1、0.1s-1、1s-1，應變溫度為 600℃、650℃、700℃、750℃、800℃，每個試樣的變形量為60%。試驗結束后立刻水淬以保留變形組織，采用光學顯微鏡對變形后組織進行觀察，試樣所用腐蝕劑為：5%HF+15%HNO3+80%H2O。

2 結果與討論

2.1 應力-應變曲線

圖2為應變速率為0.001s-1、0.1s-1時的不同溫度的應力-應變曲線，圖3為650℃、750℃時不同應變速率的應力-應變曲線。從圖2和圖3中可以看出：材料的應力-應變行為表現(xiàn)出先硬化后軟化的趨勢，最后達到一種相對穩(wěn)定的應力水平；相同變形速率下，變形溫度越低，變形抗力就越大；相同變形溫度下，應變速率越大，變形抗力就越大。低溫變形時最大變形抗力所對應的應變量要大于高溫變形時，應變增加到約0.15左右時，變形抗力達到最大值；在應變?yōu)?.6左右，達到穩(wěn)定狀態(tài)，變形抗力值基本保持恒定。

2.2 變形條件對變形抗力的影響

圖4為最大變形抗力σm與應變溫度的關系圖，圖5為σm與應變速率的關系圖。從圖4可以看出，隨著變形溫度的增加，變形抗力逐漸減小。這是由于溫度升高，動態(tài)回復和再結晶進行得越充分，變形抗力越來越小。圖4中各個溫度區(qū)間變形抗力的降幅較均勻，溫度和變形抗力基本呈線性關系；700℃～800℃時不同應變速率下變形抗力的降幅隨變形溫度的增加越來越大，650℃～700℃的降幅基本相等，說明TC11鈦合金在650℃～700℃對應變速率不太敏感，在700℃～800℃對應變速率較敏感。

圖2 相同應變速率、不同溫度下的壓縮應力-應變曲線Fig.2 Stress-strain curves of TC11 titanium alloy at same strain rate and different temperatures

在圖5中，應變速率在0.001s-1～0.01s-1區(qū)間變化時，變形抗力的增幅較大，最大增幅達130MPa；應變速率在0.1s-1～1s-1區(qū)間變化時，變形抗力的增幅較小，最小增幅為 15MPa；在較高溫度下（700℃、750℃、800℃），σm隨著應變速率的增大而增大，但是，隨著應變速率的增大，變形抗力增加的幅度卻越來越小，變形抗力與應變速率之間呈非線性的關系。700℃～800℃時，最大變形抗力的增幅隨應變速率的增加越來越小，說明在此溫度范圍內(nèi)動態(tài)回復和再結晶隨應變速率的增加進行得越來越充分。

變形速率增加會造成位錯效應和溫度效應，位錯效應促使變形抗力增大，溫度效應促使變形抗力降低[8]。圖5中，650℃時，變形抗力σm也有隨應變速率逐漸增大的趨勢，但是當應變速率處于0.1s-1和1s-1時，變形抗力σm幾乎相同，說明在這個區(qū)間，應變速率造成變形抗力的增加和溫度效應造成的變形抗力的減小的程度是一樣的，最終使變形抗力保持穩(wěn)定；600℃時，不同應變速率下的峰值應力σm均為700MPa左右，沒有隨應變速率的變化表現(xiàn)出增加或減小的趨勢，說明TC11鈦合金在600℃下，溫度效應顯著。還可以看出，650℃～700℃時隨著變形速率的增大，變形抗力雖然增加，但是增加的幅度很小，可以認為，該合金在該溫度范圍內(nèi)不是應變速率敏感材料，在旋壓的時候，變形速率有較寬的選擇范圍。

圖3 相同溫度、不同應變速率下的壓縮應力-應變曲線Fig.3 Stress-strain curves of TC11 titanium alloy at sametemperature and different strain rates

在鈦合金熱旋時，溫度偏低，金屬的變形抗力大，塑性差，在旋壓過程中容易產(chǎn)生裂紋；溫度過高又容易使變形后的金屬晶粒長大，氧化加劇，降低旋壓后的綜合性能，并且溫度過高使得變形抗力過小，材料變軟，很容易發(fā)生起皺缺陷。綜上所述，650℃～750℃是TC11鈦合金比較合理的旋壓溫度，在650℃～750℃、0.1s-1～1s-1應變速率下，溫度效應和速率效應幾乎相抵消，變形抗力基本保持不變，有利于旋壓過程中合金均勻化變形。此外，在此溫度區(qū)間旋壓變形時，變形速率有較寬的選擇范圍，通過調(diào)整進給比可改善鈦合金旋壓成形質(zhì)量。

2.3 變形條件對顯微組織的影響

圖6為TC11鈦合金在650℃、不同應變速率條件下變形后的顯微組織圖，圖7為應變速率和α相的體積分數(shù)的關系圖。由圖6可見，在同一變形溫度下，變形速率越大，α相和β相晶粒被拉長細化的程度越高；隨著應變速率的增加，初生α相含量呈先增多再減少的趨勢（圖6和圖7）。在低應變速率（0.001s-1、0.01s-1）條件下，α晶粒仍成等軸狀，沿變形方向被拉長的現(xiàn)象不明顯。在高應變速率（0.1s-1、1s-1）條件下，β相隨金屬流動方向變扁、拉長效果顯著，主要發(fā)生了動態(tài)回復。β相為bcc結構，具有較高的層錯能，變形時容易發(fā)生攀移和交滑移，可以較容易地發(fā)生動態(tài)回復[8-9]，等軸晶被拉長效果明顯并使晶粒得到細化。圖7中，相同溫度下，應變速率為1s-1時β相含量最多，這也驗證了圖6（d）中β相晶粒被拉長效果最明顯的現(xiàn)象，因為β相越多，動態(tài)回復變形機制占的比重就越大，拉長細化現(xiàn)象越明顯。

圖4 σm與應變溫度的關系Fig.4 Relation of σm and temperature

圖5 σm與應變速率的關系Fig.5 Relation of σm and strain rate

圖8為TC11鈦合金在0.1s-1、不同溫度條件下變形后的顯微組織圖。圖中可見，在同一應變速率下，隨著溫度的升高，β相的等軸晶粒被拉長效果減弱，晶粒變粗大；α相晶粒變大，等軸化效果增強。在相對低變形溫度下（600℃、650℃、700℃），變形后α相和β相晶粒沿壓縮的垂直方向被明顯拉長了，晶界平直，為典型的動態(tài)回復特征；在相對高變形溫度下（750℃、800℃），變形后晶粒比較粗大，為等軸態(tài)組織，動態(tài)再結晶為主要變形機制。

圖6 650℃、不同應變速率條件下TC11鈦合金光學顯微組織Fig.6 OM of TC11 alloy at 650℃ and different strain rates

圖7 應變速率和α相的體積分數(shù)的關系Fig.7 Relation of α volume fracrion and strain rate

圖8 應變速率為0.1s-1、不同溫度條件下TC11鈦合金光學顯微組織Fig.8 OM of TC11 alloy at 0.1s-1 strain rate and different temperatures

由圖1知，變形前，TC11鈦合金組織為等軸α相+β轉(zhuǎn)，β轉(zhuǎn)為α相+β相混合相間的組織，這是一種非平衡組織，高溫下將進行分解，發(fā)生β轉(zhuǎn)→α+β平衡組織的轉(zhuǎn)變。在相對低溫情況下，由于原子擴散能力差，長距離擴散變得很困難，此時β相以細長的片層形態(tài)彌散分布在α相之間，形成α、β相片層交替排列的組織形態(tài)，如圖8（a）所示；在相對高溫情況下，由于原子擴散能力較強，晶粒形核長大容易[10]。在繼續(xù)變形過程中，組織變化涉及到α相晶核形成和長大的動態(tài)再結晶過程，也包括β相的動態(tài)再結晶。

3 結論

（1）在各個變形溫度和應變速率條件下, TC11鈦合金的應力-應變曲線均表現(xiàn)出先硬化后軟化的趨勢，最后都獲得一種相對穩(wěn)定的變形狀態(tài)。

（2）在同一變形溫度下，隨著應變速率的增加，變形抗力增大的幅度很小，α相含量呈先增多再減少的趨勢，晶粒被拉長效果顯著，變形以動態(tài)回復機制為主；在同一變形速率下，隨溫度越高，變形抗力逐漸減小，α相晶粒粗大，動態(tài)再結晶特征越明顯。

（3）TC11鈦合金合理的旋壓溫度為650℃～700℃，變形速率在此溫度范圍有較寬的選擇范圍，可根據(jù)各道工序的需要對轉(zhuǎn)速和進給速度進行調(diào)整。

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