劉繼雄，岳 旭，楊 軍，王永強，張平輝，王鼎春，高 頎

(寶鈦集團有限公司， 寶雞 721014)

?

TC17鈦合金兩相區(qū)變形時的失穩(wěn)行為及組織特征

劉繼雄，岳 旭，楊 軍，王永強，張平輝，王鼎春，高 頎

(寶鈦集團有限公司， 寶雞 721014)

摘要：利用Gleeble 3800型熱模擬試驗機對TC17鈦合金在兩相區(qū)進行了等溫恒應(yīng)變速率的熱壓縮試驗，分析了壓縮失穩(wěn)的變形條件;采用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡研究了壓縮變形后試樣的顯微組織。結(jié)果表明：TC17鈦合金在熱變形溫度750 ℃、應(yīng)變速率不小于1 s-1、變形量不小于45%下進行熱壓縮時，會發(fā)生變形失穩(wěn)；變形失穩(wěn)后，隨變形量和應(yīng)變速率增加，其失穩(wěn)區(qū)變窄，組織變形不均勻性加??；失穩(wěn)區(qū)主要是β轉(zhuǎn)變組織變形。

關(guān)鍵詞：TC17鈦合金；熱變形；失穩(wěn)行為；兩相區(qū)

0引言

TC17(Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)鈦合金作為一種近β型兩相鈦合金，具有良好的中溫強度、淬透性、疲勞和斷裂韌性等性能，在航空領(lǐng)域，特別是航空發(fā)動機的風(fēng)扇和壓氣機盤件上應(yīng)用廣泛[1]。

利用熱模擬技術(shù)研究鈦合金熱變形行為和組織演變規(guī)律是目前的研究熱點[2]。曾衛(wèi)東等[3-8]早期研究了TC17鈦合金熱變形的本構(gòu)方程和加工圖，近幾年主要研究TC17鈦合金片層組織的球化規(guī)律，包括球化動力學(xué)行為、動態(tài)球化及靜態(tài)球化規(guī)律；李淼泉等[9-12]也開展了相關(guān)研究，主要研究具有片層組織的TC17鈦合金在780～860 ℃、應(yīng)變速率0.001～10 s-1下熱變形時的本構(gòu)方程和加工圖。通過加工圖，可以獲得適宜的加工工藝區(qū)間，同時可以確定變形失穩(wěn)、絕熱剪切等變形失效的區(qū)域。

塑性失穩(wěn)主要是指當(dāng)材料所受載荷達到某一臨界值時，即使載荷下降，塑性變形還會繼續(xù)，出現(xiàn)剪切帶、頸縮、皺曲、墩粗等塑性變形現(xiàn)象的行為。目前，具有α+β兩相區(qū)組織的TC17鈦合金在750 ℃及以下溫度時的變形失穩(wěn)行為還沒有相應(yīng)的報道，開展相關(guān)研究有助于了解TC17鈦合金的加工特性，對合理制定其加工工藝具有重要意義。

為此，作者以TC17鈦合金為試驗材料，利用熱模擬試驗機進行了等溫恒應(yīng)變速率熱壓縮試驗，研究了變形量、應(yīng)變速率等因素對其失穩(wěn)行為的影響，并分析了失穩(wěn)變形后的顯微組織特征。

1試樣制備與試驗方法

試驗材料為TC17鈦合金棒，尺寸為φ250 mm×110 mm，化學(xué)成分見表1,其熱處理制度為840 ℃×1 h空冷+800 ℃×4 h水淬+630 ℃×4 h空冷，相變點為880～890 ℃。TC17鈦合金在α+β兩相區(qū)鍛造成形后，其組織細(xì)小均勻，α相尺寸小于10 μm，如圖1所示。

表1　TC17鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1　Chemical composition of TC17 titaniumalloy (mass)　%

圖1　鍛態(tài)TC17鈦合金的顯微組織Fig.1　Microstructure of forged TC17 titanium alloy

2試驗結(jié)果與討論

2.1　不同變形量下的變形行為

從圖2可以看出，壓縮時合金的流變應(yīng)力達到峰值應(yīng)力后隨應(yīng)變的增加而下降，峰值應(yīng)力為490MPa；當(dāng)真應(yīng)變達到0.6后，隨應(yīng)變增加，應(yīng)力保持穩(wěn)定，為300MPa。

圖2　應(yīng)變速率1 s-1下熱壓縮時試樣的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.2　True stress-true strain curves of the specimen during hotcompression at the strain rate of 1 s-1

由圖3可以看出，當(dāng)變形量為45%(真應(yīng)變0.598)時，試樣發(fā)生明顯的失穩(wěn)，失穩(wěn)方向與壓縮軸向成45°方向斜切；隨變形量的增加，試樣失穩(wěn)進一步加劇。結(jié)合圖2可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)試樣發(fā)生失穩(wěn)時，其真應(yīng)力-應(yīng)變曲線開始出現(xiàn)平臺，應(yīng)力隨應(yīng)變的增加保持不變。

圖3　熱壓縮不同變形量后試樣的外觀Fig.3　Appearance of the specimens after hot compressionfor different deformation amounts

圖4中黑色區(qū)域為α相，基體為β轉(zhuǎn)變組織。由圖4可以看出，當(dāng)變形量為15%時，α相以等軸狀為主，少量長條形；變形量為30%時，α相形態(tài)變形不明顯，針狀β轉(zhuǎn)變組織形態(tài)發(fā)生了輕微的變化；變形量為15%和30%時試樣均沒有發(fā)生失穩(wěn)，組織變形隨變形量的增加相對均勻。

圖4　在應(yīng)變速率1 s-1下熱壓縮不同變形量時試樣的顯微組織Fig.4　Microstructures of the specimen after hot compression for different deformation amounts at the strain rate of 1 s-1

從圖5可以看出，在750 ℃、應(yīng)變速率1 s-1熱壓縮后，變形量為45%和60%的試樣中均存在明顯的失穩(wěn)區(qū)；失穩(wěn)區(qū)的β轉(zhuǎn)變組織沿失穩(wěn)方向發(fā)生變形，形成類似帶狀組織，變形量為45%時其針狀組織部分消失，變形量為60%針狀組織已經(jīng)很難觀察到，而α相沿失穩(wěn)方向變形相對較??；變形量增加對非失穩(wěn)區(qū)組織基本沒有影響。

圖5　在應(yīng)變速率1 s-1下熱壓縮不同變形量時試樣的顯微組織Fig.5　Microstructures of the specimen after hot compression for different deformation amounts at the strain rate of 1 s-1(a, c) instability zone and (b, d) stability zone

2.2　不同應(yīng)變速率下的變形行為

由圖6可以看出，當(dāng)應(yīng)變速率為0.1 s-1及以下時，應(yīng)力隨應(yīng)變的增加而降低；當(dāng)應(yīng)變速率為1 s-1和10 s-1時，試樣的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線出現(xiàn)了平臺，即應(yīng)變增加，應(yīng)力基本不變，隨后，隨應(yīng)變增加，應(yīng)力繼續(xù)下降；在應(yīng)變速率1 s-1下，應(yīng)力恒定時的應(yīng)變范圍較大，為0.63～0.85，而應(yīng)變速率為10 s-1下的應(yīng)變范圍則較小。

圖6　在不同應(yīng)變速率下熱壓縮時試樣的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.6　True stress-true strain curves of the specimen during hotcompression at different strain rates

由圖7可以看出，試樣失穩(wěn)變形后，其組織沿失穩(wěn)方向?qū)ΨQ分布(圖中箭頭方向)，形成了剪切帶，最大變形量發(fā)生在失穩(wěn)區(qū)(圖中虛線)；應(yīng)變速率由1 s-1增大到10 s-1時，失穩(wěn)區(qū)變窄，失穩(wěn)區(qū)內(nèi)的組織變形更劇烈。

圖7　不同應(yīng)變速率下熱壓縮變形量為60%時試樣截面的低倍組織Fig.7　Cross-section macrostructure of the specimen after hot compressionfor the deformation amount of 60% at different strain rates

圖8中的箭頭所指方向為變形失穩(wěn)方向，由圖8可以看出，當(dāng)應(yīng)變速率從1 s-1增加到10 s-1后，α相發(fā)生了變形,從等軸狀變成長條狀,β轉(zhuǎn)變組織變形增強。由此可見,與變形量增加相比，增大應(yīng)變速率可以使α相和β轉(zhuǎn)變組織同時發(fā)生大量塑性變形。2.3討論與分析

圖8　不同應(yīng)變速率下熱壓縮變形量60%時試樣失穩(wěn)區(qū)的顯微組織Fig.8　Microstructures in instability zone of the specimen after hot compression for the deformation amount of 60% at different strain rates

鈦合金在熱變形過程中，隨變形量的增加，位錯密度增加而引起加工硬化，流變應(yīng)力增加；同時高溫下的動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶過程使位錯密度降低，又降低了其流變應(yīng)力。TC17鈦合金在750 ℃熱變形時，應(yīng)力在達到峰值后隨應(yīng)變的增加而下降，這主要是動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶起主導(dǎo)作用而導(dǎo)致的。應(yīng)變速率為0.001，0.01，0.1 s-1下的真應(yīng)力在達到峰值后隨真應(yīng)變增加平穩(wěn)下降，此時試樣未發(fā)生失穩(wěn)；應(yīng)變速率為1，10 s-1時真應(yīng)力在達到峰值后的平穩(wěn)下降過程中出現(xiàn)平臺,此時，流變應(yīng)力除受熱加工過程的影響外，還受失穩(wěn)行為影響。失穩(wěn)發(fā)生后，改變了金屬的流動特征，使金屬流動很不均勻。失穩(wěn)區(qū)相對滑移變形的阻力是流變應(yīng)力的一部分，阻力大時，可以使流變應(yīng)力維持不變，阻力小時，流變應(yīng)力繼續(xù)下降。

TC17鈦合金發(fā)生失穩(wěn)行為時，主要是β轉(zhuǎn)變組織變形，α相變形相對較小，這是因為α相為密排六方晶體，其原子擴散能力和晶體變形能力相對較弱；β相為體心立方晶體，其原子擴散能力和晶體變形能力相對較強；變形時，滑移首先發(fā)生在較軟相中，變形主要集中在β轉(zhuǎn)變組織中。從圖4可以看出α相的形貌基本沒有發(fā)生變化，而β轉(zhuǎn)變組織的變化較大，也說明了變形主要由β轉(zhuǎn)變組織完成。

由上述的分析可以看出，熱壓縮過程中TC17鈦合金的失穩(wěn)表現(xiàn)為發(fā)生了剪切，形成了剪切帶。正常的塑性變形過程是金屬整體協(xié)調(diào)實現(xiàn)均勻變形，而在TC17鈦合金熱壓縮過程中，主要是滑移過程協(xié)調(diào)變形;當(dāng)應(yīng)變速率較高時，變形量達到一定程度后出現(xiàn)了局部過量的滑移變形，應(yīng)力進一步集中，從而出現(xiàn)失穩(wěn)。

3結(jié)論

(1) TC17鈦合金在變形溫度為750 ℃、應(yīng)變速率不小于1 s-1、變形量不小于45%時，會發(fā)生變形失穩(wěn)。

(2) TC17鈦合金失穩(wěn)后，當(dāng)變形量從45%增大到60%時，失穩(wěn)進一步加??；當(dāng)應(yīng)變速率達到1 s-1時失穩(wěn)，應(yīng)變速率由1 s-1增大到10 s-1時，失穩(wěn)區(qū)變窄。

(3) TC17鈦合金熱變形失穩(wěn)后各部分變形不均勻性急劇增加，顯微組織不均勻；失穩(wěn)區(qū)主要是β轉(zhuǎn)變組織發(fā)生變形。

參考文獻：

[1]BOYER R, WELSCH G, COLLINGS E W. Materials Properties Handbook:Titanium Alloys[M].Ohio:ASM,1994:453-463.

[2]董顯娟,魯世強,王克魯,等.基于Murty判據(jù)的粗片層狀TA15鈦合金β相區(qū)鍛造工藝參數(shù)優(yōu)化[J].機械工程材料, 2009,33(7):67-70.

[3]曾衛(wèi)東,周義剛,俞漢清.Ti-17的高溫壓縮行為[J].西北工業(yè)大學(xué)學(xué)報, 1996,14(2):165-169.

[4]WANG Kai-xuan,ZENG Wei-dong, ZHAO Yong-qing, et al. Dynamic globularization kinetics during hot working of Ti-17 alloy with initial lamellar microstructure[J]. Materials Science and Engineering: A, 2010,527(10/11):2559-2566.

[5]MA Xiong, ZENG Wei-dong, WANG Kai-xuan. The investigation on the unstableow behavior of Ti17 alloy in α+β phaseeld using processing map[J]. Materials Science and Engineering: A, 2012,550:131-137.

[6]XU Jian-wei, ZENG Wei-dong, JIA Zhi-qiang, et al. Prediction of static globularization of Ti-17 alloy with starting lamellar microstructure during heat treatment[J]. Computational Materials Science, 2014,92:224-230.

[7]XUE Jian-wei, ZENG Wei-dong, JIA Zhi-qiang, et al. Static globularization kinetics for Ti-17 alloy with initial lamellar microstructure[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2014, 603:239-247.

[8]LIU Jiang-lin, ZENG Wei-dong, LAI Yun-jin, et al. Constitutive model of Ti17 titanium alloy with lamellar-type initial microstructure during hot deformation based on orthogonal analysis[J]. Materials Science and Engineering: A, 2014,597:387-394.

[9]LI H, LI M Q, HAN T, et al. The deformation behavior of isothermally compressed Ti-17 titanium alloy in α+βeld[J]. Materials Science and Engineering: A, 2012,546:40-45.

[10]LUO J, LI L, LI M Q. The flow behavior and processing maps during the isothermal compression of Ti17 alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2014,606:165-174.

[11]NING Y, FU M W, HOU H, et al. Hot deformation behavior of Ti-5.0Al-2.40Sn-2.02Zr-3.86Mo-3.91Cr alloy with an initial lamellar microstructure in the α+β phaseeld[J]. Materials Science and Engineering:A,2011,528(3):1812-1818.

[12]WANG T, GUO H, TAN L, et al. Beta grain growth behaviour of TG6 and Ti17 titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2011,528(21):6375-6380.

[13]TARIN P, FERNANDEZ A L, SIMON A G, et al. Transformations in the Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr(Ti-17) alloy and mechanical and microstructural characteristics[J]. Materials Science and Engineering:A,2006,438/440:364-368.

[14]BRIOTTET L, JONAS J J, MONTHEILLET F. A mechanical interpretation of the activation energy of high temperature deformation in two phase materials[J]. Acta Mater,1996,44:1665-1672.

導(dǎo)師：李強教授

Instability Behavior and Microstructure Characteristic of TC17

Titanium Alloy Deformation on Two-Phase Region

LIU Ji-xiong, YUE Xu, YANG Jun, WANG Yong-qiang, ZHANG Ping-hui, WANG Ding-chun, GAO Qi

(Baoti Group Co. Ltd., Baoji 721014, China)

Abstract:The hot compression test at constant temperature and strain rate was conducted on TC17 titanium alloy in two-phase region using the thermal simulation testing machine Gleeble 3800 and the deformation condition resulted in compression instability was analysed. The microstructure of the TC17 titanium alloy after compression was studied by optical microscope and scanning electron microscope. The results show that the deformation instability of TC17 titanium alloy occurred when the heat distortion temperature was 750 ℃, the strain rate and deformation amount was no less than 1 s-1and 45% respectively. After deformation instability occurrence, with the increase of the deformation amount and strain rate, the instability zone narrowed and the microstructure deformation inhomogeneity intensified. In the instability zone, the deformation occurred mainly in β transformation microstructure.

Key words:TC17 titanium alloy; hot deformation behaviour; instability; two-phase region

作者簡介：李光(1988-)，男，陜西西安人，助理工程師，碩士。 鄭振環(huán)(1981-)，男，福建莆田人，實驗師，博士研究生。

基金項目：國家自然科學(xué)基金資助項目(51174165)；陜西省重點學(xué)科專項資金資助項目(YS37020203);西安石油大學(xué)“材料科學(xué)與工程”省級優(yōu)勢學(xué)科資助項目

收稿日期:2014-12-06； 2014-11-02；

修訂日期:2015-10-23 2015-09-01

DOI:10.11973/jxgccl201512019 10.11973/jxgccl201512018

中圖分類號：TG146.23

文獻標(biāo)志碼：A

文章編號：1000-3738(2015)12-0071-04