黃朝文，趙永慶，辛社偉，葛　鵬，周　偉，李　倩，曾衛(wèi)東

(1.西北工業(yè)大學　凝固技術國家重點實驗室，陜西　西安　710072)(2.西北有色金屬研究院，陜西　西安　710016)

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高強韌鈦合金熱加工變形特征及其影響因素

黃朝文1 ,2，趙永慶2，辛社偉2，葛鵬2，周偉2，李倩2，曾衛(wèi)東1

(1.西北工業(yè)大學凝固技術國家重點實驗室，陜西西安710072)(2.西北有色金屬研究院，陜西西安710016)

高強韌鈦合金作為結構材料在航空、航天等領域中具有不可或缺的地位，是鈦合金發(fā)展最為重要的方向之一。綜述了幾種典型高強韌鈦合金熱加工過程中熱變形激活能(QD)、流變應力及再結晶特征等最新研究進展，總結了合金成分、熱加工參數(shù)及初始顯微組織等因素對高強韌鈦合金熱加工變形的影響規(guī)律。最后，針對高強韌鈦合金的熱加工研究提出了建議，以期為現(xiàn)有高強韌鈦合金的廣泛應用及新型合金的研制提供參考。

高強韌鈦合金；熱加工；形變機制；組織演化；再結晶

recrystallization

0　引　言

近β及亞穩(wěn)β鈦合金因具有較高的強度(σb≥1 100 MPa)和良好的韌性(KⅠC≥55 MPa·m1/2)，又被稱為高強韌鈦合金。這種鈦合金具有優(yōu)異的疲勞強度、良好的可加工性和可熱處理強化性能，尤其是較好的淬透性，被廣泛用于制作起落架轉向梁和骨架等大型飛機結構件[1-5]，在航空、航天等領域結構材料中具有不可或缺的地位，是鈦合金發(fā)展最為重要的方向之一。表1列出了當前國內外幾種高強韌鈦合金的典型力學性能[6-18]。

與近α及兩相鈦合金相比，高強韌鈦合金因合金化程度高，在熱加工過程中具有不同的變形特點。例如β穩(wěn)定元素含量高會強烈降低鈦合金的相變點(如高強韌近β型Ti-55531和Ti-1023合金的Tβ都在800 ℃左右，而中強兩相TC4鈦合金的Tβ約為995 ℃，近α型Ti-5Al-2.5Sn合金的Tβ約為1 050 ℃)，

表1　　　　幾種高強韌鈦合金的典型力學性能

導致熱加工溫度低、變形抗力大及組織不均勻性提高等。因此，研究高強韌鈦合金的熱加工變形特征對于控制其組織和性能是非常重要的。

本文對近幾年國內外高強韌鈦合金熱加工變形行為的研究成果進行了整理，系統(tǒng)闡述了高強韌鈦合金熱加工過程中熱變形激活能(以下簡稱QD)、流變應力及再結晶的特征。從合金成分、熱加工參數(shù)及初始顯微組織等方面，總結了不同因素對高強韌鈦合金熱加工的影響規(guī)律。另外，針對高強韌鈦合金的熱加工研究提出了幾點建議，以期為現(xiàn)有高強韌鈦合金的推廣應用及新型合金的研制提供參考。

1　高強韌鈦合金的熱加工變形特征

高強韌鈦合金的力學性能主要受α相的含量、尺寸、形態(tài)及分布等因素控制[19]。改變α相特征的主要方式有熱加工和熱處理，其中，熱加工可使粗大α片破碎成細小等軸狀。鍛造是高強韌鈦合金的主要熱變形方式，即對合金進行反復加熱和鐓拔，通過合金組織的靜態(tài)與動態(tài)再結晶，使合金組織細化。同時，通過調整鍛造過程中的工藝參數(shù)(如溫度、變形量、變形速率等)，控制鈦合金的相變形式從而獲得所需要的組織形態(tài)[20]。

高強韌鈦合金熱加工過程的研究重點是合金的QD、流變應力及再結晶行為等。以下將從這幾個方面闡述高強韌鈦合金熱加工過程不同于近α型及兩相TC4鈦合金的特點。

1.1高強韌鈦合金熱加工過程的QD及流變應力特征

高強韌鈦合金的鍛造通常在β單相區(qū)或靠近β相變點的α+β兩相區(qū)進行，其不含或只含少量α相。因此，雖然α相對QD及流變應力有一定影響，但主要與β相相關。

表2列出了幾種典型高強韌鈦合金及兩相TC4鈦合金的熱加工變形參數(shù)[8, 13, 21-30]。由表2可知，所有合金在β單相區(qū)的QD比其在α+β兩相區(qū)的QD低，這是受α相的影響所致。并且，在α+β兩相區(qū)，溫度越低，α相含量越高，合金變形所需的QD也越高。這是因為hcp結構α相的自擴散激活能比bcc結構β相的高。此外，高強韌鈦合金的QD普遍較兩相TC4鈦合金的QD低。例如，應變速率為10-3～10-1s-1、溫度為1 000～1 075 ℃時，Ti-5553合金的QD均值188 kJ/mol,約為TC4鈦合金QD均值376 kJ/mol的一半。由于高強韌鈦合金在β單相區(qū)的QD與純鈦β相的自擴散激活能153 kJ/mol接近，因此，文獻[29,31]認為此時高強韌鈦合金的熱變形機制主要為β相的動態(tài)回復。然而，TC4鈦合金在β單相區(qū)的QD遠高于β相的自擴散激活能，即TC4鈦合金在β單相區(qū)的熱變形機制為擴散以外的變形機制起主導作用[32]。文獻[21]研究發(fā)現(xiàn)TC4鈦合金在β單相區(qū)的熱變形機制主要為動態(tài)及亞穩(wěn)態(tài)再結晶。在β單相區(qū)，高應變速率(≥1 s-1)下，Ti-15-3[13]、TC21[22]、Ti-1300[24-25]、TC18[26-27]、Ti-1023[30]、Ti-5553[28, 32]等高強韌鈦合金的流變應力曲線均出現(xiàn)鋸齒狀非連續(xù)屈服，在兩相TC4鈦合金[21]及近α型TA7鈦合金[8]中都沒有發(fā)現(xiàn)此現(xiàn)象。Weiss I[8]和Zhu Y[22]認為，這種鋸齒屈服是由于晶界處移動位錯增殖導致的。

表2　　　　幾種典型高強韌鈦合金與TC4鈦合金在β單相區(qū)及α+β兩相區(qū)的熱加工變形參數(shù)對比

圖1為幾種高強韌鈦合金和TC4鈦合金在平均流變速率為1 s-1時，流變應力與鍛造溫度(T)及相對溫度(T-Tβ)的關系圖。由圖1可知，相同溫度下，除Ti-1300外，TC18、Ti-55531、Ti-1023等高強韌鈦合金的流變應力普遍低于兩相TC4鈦合金。但若用鍛造溫度T與合金相變點溫度Tβ的差值(T-Tβ)表示流變應力與溫度的關系，則TC18、Ti-55531、Ti-1023、Ti-1300等高強韌鈦合金的流變應力均高于TC4鈦合金。這種相對較高的流變應力主要是由合金化元素的固溶強化導致的。一方面，高強韌鈦合金在較高溫度下，晶粒粗大，晶界少，且高溫下晶界強度低于晶內；另一方面，晶內固溶了較多的合金元素，會產(chǎn)生顯著的固溶強化效應。二者的共同作用使高強韌鈦合金的熱變形抗力明顯高于兩相TC4鈦合金。

圖1　　　　幾種高強韌鈦合金和TC4鈦合金在平均流變速率為1 s-1時，流變應力與溫度、相對溫度的關系圖 Fig.1　　　　Flow stress as a function of temperature and relative temperature for several high strength-toughness titanium alloys and TC4 alloy deformed at an average flow rate of 1 s-1

1.2高強韌鈦合金再結晶的特征

高強韌鈦合金在β單相區(qū)和α+β兩相區(qū)有不同的再結晶行為。

在β單相區(qū)鍛造時，由于不存在α相，其典型的組織演化為β相的動態(tài)回復與再結晶[33]。其再結晶過程為:β晶粒在外力作用下，沿垂直于壓應力和平行于拉應力方向被拉長；然后隨變形量的增加，位錯密度增加，β相的動態(tài)回復使β晶界多邊化呈鋸齒狀；之后，伴隨大角度晶界在初始β晶界附近形成粗大的亞晶，亞晶旋轉形成細小的β新晶粒。由此可知，β相的動態(tài)回復是β相動態(tài)再結晶的前期階段。高強韌鈦合金再結晶受應變速率、微區(qū)結構等因素影響。研究發(fā)現(xiàn)[24]，Ti-1300合金在β相區(qū)變形時，低應變速率下，合金的變形機制以動態(tài)再結晶為主，高應變速率下，以動態(tài)回復為主，動態(tài)再結晶程度較低。Ti-5553合金在β相區(qū)鍛造時[28]，主要機制為在初始β晶粒的晶界附近連續(xù)動態(tài)再結晶，而β晶粒內部再結晶較少。

在α+β兩相區(qū)鍛造時，除β相的再結晶外，還增加了α相變形、α/β界面及α/α亞晶界等對高強韌鈦合金再結晶行為的影響。如片層α相彎曲、破碎、再球化，β相侵入α相和α/α亞晶界的滑移分離等[34-35]。但與近α相及兩相TC4鈦合金相比，高強韌鈦合金兩相區(qū)鍛造的相對溫度(T-Tβ)較高，鍛造過程中α相含量少，再結晶特點仍主要與β相相關。Ti-5553合金在α+β兩相區(qū)鍛造時[28]，隨著變形溫度的升高，晶界處的位錯胞結構演化為亞晶結構，動態(tài)再結晶增強。Ti-5553合金在700 ℃、高應變速率下，再結晶以形成亞晶為主，晶粒有擇優(yōu)取向；低應變速率下，晶粒呈隨機取向。TC18鈦合金在600、800 ℃熱加工過程中[34]，合金組織變化主要受β相的亞組織演化控制。800 ℃時，β相大量回復形成穩(wěn)定的α相亞結構，相應的亞晶直徑約為1.5 μm。然而，由于擴散較慢，使800 ℃時再結晶不完全。600 ℃時，β相的回復過程更慢，導致β基體更大程度的細化。然而，β基體中粗大α片呈非均勻分布，使組織細化不均勻。與800 ℃熱加工相比，600 ℃時較多的α相促進新的大角度晶界形成。同時，亞穩(wěn)β相在熱加工過程中分解，產(chǎn)生非常細小的α板條，形成晶粒尺寸為0.5 μm的超細晶。

2　高強韌鈦合金熱加工變形的影響因素

影響高強韌鈦合金熱加工變形的因素很多，主要有合金成分、熱加工變形參數(shù)、初始顯微組織等，其中熱加工變形參數(shù)包括變形溫度、應變速率、應變量和鍛后冷速。

2.1合金成分

合金成分對高強韌鈦合金熱變形行為有強烈的影響。首先，合金成分強烈影響高強韌鈦合金中β相的穩(wěn)定性，進而影響合金的β轉變溫度Tβ[19, 36]。圖2為合金元素及Mo當量與Tβ的關系圖。通常，高強韌鈦合金中含有大量促進β相穩(wěn)定的元素，如Cr、Fe、V、Mo、Nb等，添加這類元素可增加合金的Mo當量，促進β相穩(wěn)定，擴大β相區(qū)，降低Tβ。例如，將Ti-5Al-2.5Sn(TA7)合金中的Sn去掉，添加5%(質量分數(shù)，下同)Mo、5%V、1%Cr和1%Fe則為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe (TC18) 合金，其Tβ由1 050 ℃降至約875 ℃。又如，將TC18鈦合金中的Cr元素增加至3%，F(xiàn)e元素減少至0.5%，則為Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe(Ti-5553)合金，其Tβ由875 ℃降至約850 ℃。另外，高強韌鈦合金中常含有Al元素，可促進α相穩(wěn)定，縮小β相區(qū)，提升Tβ[19]。例如，TC18鈦合金中的Al含量比TB10鈦合金高2%，其余元素含量相差不大，但TC18鈦合金的Tβ遠比TB10鈦合金高。通常認為中性元素Zr對合金的Tβ影響較小，但是F.Warchomicka等[29]研究發(fā)現(xiàn)向Ti-5553合金中添加1%的Zr元素，合金的Tβ會顯著下降，由原來的850 ℃降至803 ℃。其次，合金元素種類及含量會顯著影響高強韌鈦合金熱變形的流變應力。合金元素含量越高，種類越多，固溶強化程度越大，流變應力越高[36]。從圖2可以看出，Ti-55531合金元素種類較Ti-1023合金多，但總的元素含量比Ti-15-3低，所以，Ti-55531合金熱變形時的流變應力高于Ti-1023合金，但低于Ti-15-3合金。另外，添加Al元素會顯著降低層錯能，增加動態(tài)再結晶的機率。如Ti-Al 系鈦合金加入 3%和6%的Al，其層錯能分別降到 0.208 J/m2和0.132 J/m2，達到中等層錯能級別[37-38]。

圖2　　　　合金元素及Mo當量與Tβ的關系圖Fig.2　　　　Variation in Tβ with alloy composition and molybdenum equivalent

總之，合金成分對高強韌鈦合金熱加工變形行為的影響主要體現(xiàn)為對Tβ、變形抗力及層錯能的影響。

2.2熱加工參數(shù)

高強韌鈦合金的組織形態(tài)是通過控制熱加工工藝參數(shù)獲得的，目前主要的工藝參數(shù)有變形溫度、應變速率、應變量和鍛后冷速。上述熱變形參數(shù)對合金熱加工都有顯著影響，制定合理的熱加工工藝是控制加工件不開裂的關鍵[20, 39]。

首先，變形溫度涉及合金加工過程中的動態(tài)和靜態(tài)再結晶、熱塑性以及有效變形抗力，是控制合金組織形態(tài)的關鍵因素。一方面，溫度影響晶界遷移，從而影響再結晶。研究發(fā)現(xiàn)[24]，Ti-1300合金的變形溫度越高，原子自由能越高，晶界遷移率越高，再結晶越容易，材料的變形速率敏感性越高。另一方面，溫度影響α相形態(tài)及含量，進而影響合金的再結晶及流變應力。 TC18鈦合金在兩相區(qū)熱變形過程中[39-41]，片狀α相彎曲、破斷，形成細小等軸的項鏈狀組織。提高變形溫度可促進α相球化，降低流變應力。

其次，應變速率對高強韌鈦合金熱加工有重要影響。一方面，應變速率對流變曲線及流變應力有一定影響。應變速率降低，合金流變應力下降。這是因為隨著應變速率的降低，位錯滑移增加，位錯增殖速率較慢，加工硬化降低。此外，在β相區(qū)變形，應變速率大于1 s-1時，流變曲線常出現(xiàn)明顯的鋸齒波現(xiàn)象，且鋸齒波動程度隨變形速率的增加而更加明顯[32]。另一方面，應變速率對形變機制有明顯影響。研究發(fā)現(xiàn)[26]，TC18鈦合金在910 ℃、應變速率大于1 s-1時，因變形溫度較高且變形時間短，組織出現(xiàn)局部流變失穩(wěn)現(xiàn)象。熱鍛Ti-5553合金時，應變速率不同，其變形機制亦不同[28]。在低應變速率下，β晶界呈鋸齒狀，在初始β晶界附近，伴隨大角度晶界形成粗大的亞晶和新的細小晶粒；在高應變速率下，β晶粒被拉長比較明顯，晶界相對光滑，形成的亞晶和細小晶粒數(shù)量較少。另外，低溫快速變形可促進片層α相的彎曲扭結，高溫慢速變形可促進片層α相的破碎。

此外，應變量對高強韌鈦合金的熱加工變形機制和組織演化也有很大影響。應變量是影響合金動態(tài)和靜態(tài)再結晶的關鍵因素。隨著應變量的增加，形變儲能增加，再結晶驅動力增大，再結晶數(shù)量增多，新晶粒細小。Ti-5553合金熱加工變形時[29]，較高的應變速率下，增加應變量，β相的晶格旋轉加劇，這種旋轉會使初生β晶界取向差增大，進而在β初始晶粒附近通過動態(tài)再結晶晶格旋轉形成新的大角度晶界。α+β相區(qū)低應變速率變形和β相區(qū)小變形的特征均為β相的動態(tài)回復。隨著應變量的增加，大角度晶界和平均錯配度也增加，由此產(chǎn)生幾何動態(tài)再結晶。原因是初始β相隨應變量的增加被拉長變得平坦，晶界呈鋸齒狀，部分晶界破斷形成β亞晶。S.L.Raghunathan等[42]研究發(fā)現(xiàn)，Ti-1023合金熱變形時，隨著應變量的增加，在β亞晶墻附近聚集的位錯數(shù)量增加，導致亞晶的錯配度增加。應變量對合金熱變形過程的流變應力也有一定影響。流變應力隨應變量增加先急劇上升，至峰值應力后逐漸減小至恒定應力。Ti-1023合金的流變應力曲線在應變約為0.05時出現(xiàn)一個峰值，接著出現(xiàn)應變軟化；當應變增加到約為0.3時，基本達到穩(wěn)態(tài)流變[42]。

另外，鍛后冷速對加工件的組織和強度有顯著影響。通常認為，鍛后冷速主要影響晶界α相片層厚度，進而影響合金性能。但S.K.Kar等[20]在研究Ti-5553合金鍛后冷速對合金力學性能的影響時發(fā)現(xiàn)，鍛后冷速對晶內α相形態(tài)及合金性能有很大影響。β相區(qū)加工時，冷速越快，α盤的長寬比越小，同時α盤數(shù)量越多，密度越大，α/β界面增多，屈服強度增大。但另一方面，α盤長寬比減小，使β基體有更多連接，又使屈服強度降低。這兩種組織相反的影響導致合金從再結晶溫度以中等冷速(≈15 ℃/min)冷卻時可獲得最大的屈服強度。α+β相區(qū)加工時，冷卻過程生成的α片層較細少，多數(shù)情況下沿β相界分布的α相呈斷續(xù)狀。冷速越高，β轉變組織內α片層越薄。如果冷卻速度極高，比如水淬，通常在β晶粒內生成細針狀α"馬氏體，在隨后的熱處理過程轉變?yōu)榧毱瑢拥摩料唷?/p>

總之，熱加工參數(shù)對高強韌鈦合金的變形行為有強烈影響，且各參數(shù)的影響有所不同。溫度首先影響相組分，其次影響流變應力及變形機制；應變速率影響晶界遷移及位錯密度，從而影響流變應力及回復再結晶；應變量影響合金形變儲能、再結晶及流變應力；鍛后冷速主要影響析出α相尺寸及形態(tài)，進而影響合金性能。

2.3初始顯微組織

高強韌鈦合金初始顯微組織對熱變形也有一定影響[30]。在熱加工過程中，β基體會破斷形成細小的組織，片層α相會彎曲破碎球化。通常，全β相合金的熱加工變形機制主要為β相的動態(tài)回復及連續(xù)動態(tài)再結晶[37]，但若合金組織中有片層α相，則變形機制為片層α相的聚集、破碎及球化，β相的動態(tài)回復及α相的動態(tài)再結晶的混合機制。Li C等[40]研究TC18鈦合金熱變形時發(fā)現(xiàn)，片層α相的厚度顯著影響合金熱加工過程中的變形抗力。厚片層α相對塑性流變強烈的阻礙導致合金有較高的變形抗力，但厚片層的旋轉可減小變形早期的連續(xù)流變軟化。相反，薄片α相整體或傳遞式的移動，不存在明顯的片層轉動，所以對塑性流變的阻滯較小，合金則表現(xiàn)出較低的變形抗力和輕微連續(xù)的流變軟化。O.P.Karasevskaya等[41]研究發(fā)現(xiàn)，TC18鈦合金在熱加工過程中經(jīng)歷的加工硬化、屈服以及較長時間的穩(wěn)態(tài)流變很大程度上與合金中α相的形態(tài)演變相關。相同條件下，含片層α相合金的流變曲線峰值應力和流變應力比含球狀α相合金的相應應力值高。另外，對于超細晶合金，熱加工變形時，細片α相對變形的影響是多方面的。一方面，擁有較高溶解激活能的薄片α相阻止α相的大量溶解，提高流變應力；另一方面，細片α易破碎形成新的α晶粒，同時降低合金的流變應力?？傮w而言，超細晶合金熱加工變形時變形抗力比粗晶大，但其延展性好，不易開裂。

總之，初始顯微組織尤其是α相的形態(tài)、尺寸及含量會顯著影響高強韌鈦合金熱變形過程中的流變應力及變形機制。長片層α相較等軸α相易斷裂細化，但其流變抗力更高；片層α相厚度越大，其變形抗力也越大；超細晶合金的變形抗力與粗晶相比較大，但延展性好，變形時不易開裂。

3　結　語

國內外對高強韌鈦合金的熱加工進行了大量研究，已獲得很多研究結果。但由于高強韌鈦合金組織對熱加工參數(shù)較為敏感，所以就其熱加工行為仍有很多問題尚未解決。例如，由于尺寸效應，對于高強韌鈦合金大尺度部件熱變形過程，不同部位的溫降對其變形機制和組織演化的影響，以及變形后冷卻過程的組織演變情況研究較少，缺少相關基礎數(shù)據(jù)等。因此，未來高強韌鈦合金熱加工的研究重點在于：①研究熱變形過程中試樣不同區(qū)域的溫度差異，以及其相關的熱加工變形機制和組織演化情況；②開展熱加工過程因不同區(qū)域變形量的不同而導致的組織不均勻性及零部件性能不均勻性的研究等。

通過深入開展上述研究，以期掌握高強韌鈦合金熱加工變形相關機理，獲得綜合性能更好的高強韌鈦合金，滿足不斷發(fā)展的航空航天結構件的需求。

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Hot Deformation Characteristics of High Strength-toughness Titanium Alloys and its Influencing Factors

Huang Chaowen1 ,2, Zhao Yongqing2, Xin Shewei2, Ge Peng2, Zhou Wei2, Li Qian2, Zeng Weidong1

(1.State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China) (2. Northwest Institute for Nonferrous Metal Research, Xi’an 710016, China)

High strength-toughness titanium alloys have gradually attracted considerable attention as important engineering materials in aerospace and aircraft industries. The research progress of activation energy, flow stresses and microstructure development of high strength-toughness titanium alloys during hot working is then overviewed and concluded. Different influences of alloy composition, deformation factors and microstructure on plastic deformation mechanisms of high strength-toughness titanium alloys are summarized. Finally, some advices about the hot process of high strength-toughness titanium alloys are also made, in order to provide some valuable references to design and explore new high strength-toughness titanium alloys with better comprehensive performance.

high strength-toughness titanium alloys; hot working; deformation mechanisms; microstructure development;

2015-10-08

國家自然科學基金項目(51471136)；國家國際科

黃朝文(1988—)，男，博士研究生。

TG319

A

1009-9964(2016)01-0008-07

技合作項目(中法合作)(2015DFA51430)；陜西

省科技統(tǒng)籌創(chuàng)新工程計劃項目(2014KTCQ01-38)；

陜西省重點科技創(chuàng)新團隊計劃鈦合金研發(fā)創(chuàng)新團

隊項目(2012KCT-23)