武川，劉斌，周宇杰，徐廣勝

Ti6554鈦合金高溫變形行為與微觀組織演化機(jī)制研究

武川1，劉斌1，周宇杰1，徐廣勝2

（1. 天津職業(yè)技術(shù)師范大學(xué) 汽車模具智能制造國(guó)家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室，天津 300222； 2. 陜西工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院材料工程學(xué)院，陜西 咸陽(yáng) 712000）

Ti6554高強(qiáng)韌鈦合金；本構(gòu)方程；熱加工圖；動(dòng)態(tài)再結(jié)晶

鈦合金具有密度低、耐熱和耐蝕性能好、熱膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率低等優(yōu)點(diǎn)，已被廣泛應(yīng)用于國(guó)防、航空、航天、化工等重要領(lǐng)域[1]。近年來(lái)，隨著我國(guó)航空航天裝備制造業(yè)的迅猛發(fā)展，對(duì)未來(lái)鈦合金的強(qiáng)度、塑性和斷裂韌性的要求越來(lái)越高。世界主要發(fā)達(dá)國(guó)家逐步開(kāi)發(fā)出了抗拉強(qiáng)度大于1200 MPa，斷裂韌性大于55 MPa·m1/2的高強(qiáng)韌近β鈦合金[2]。目前，國(guó)外開(kāi)發(fā)的高強(qiáng)韌鈦合金主要包括美國(guó)的Ti-1023，俄羅斯的BT-22和Timetal 555，以及中國(guó)自主開(kāi)發(fā)的Ti-55531和TB10高強(qiáng)韌鈦合金[1]。針對(duì)各類高強(qiáng)韌鈦合金的熱加工過(guò)程變形特點(diǎn)、微觀組織演化和力學(xué)性能進(jìn)行了大量研究，為這類材料的應(yīng)用提供了豐富的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)與理論指導(dǎo)。

Srinivasu等[3]研究了Ti-1023鈦合金強(qiáng)度、塑性和斷裂韌性的最優(yōu)配比與固溶時(shí)效工藝。Fei等[4]通過(guò)一系列軋制與高溫時(shí)效，使得Ti-1023鈦合金得到了強(qiáng)化，抗拉強(qiáng)度為1400 MPa，伸長(zhǎng)率為5%。王曉燕等[5]發(fā)現(xiàn)提高時(shí)效溫度可以抑制次生α相長(zhǎng)大，進(jìn)而可以顯著提高Ti-1023的斷裂韌性，因此，在850 ℃固溶1 h后，在600 ℃下時(shí)效24 h，斷裂韌性可達(dá)90 MPa·m1/2。也有學(xué)者深入研究了BT22鈦合金的熱變形、組織演化和力學(xué)性能。Shi等[6]研究發(fā)現(xiàn)，變形后經(jīng)過(guò)合適的熱處理工藝，可獲得一定厚度的α片層網(wǎng)籃組織，其斷裂韌性可達(dá)108.4 MPa·m?1/2，且抗拉強(qiáng)度為1100 MPa。進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)退火溫度不高于700 ℃時(shí)，材料斷裂韌性可達(dá)120.8 MPa·m1/2，抗拉強(qiáng)度為1000 MPa，伸長(zhǎng)率為18%[7]。目前，關(guān)于國(guó)產(chǎn)Ti-55531高強(qiáng)韌鈦合金，學(xué)者們也進(jìn)行了大量研究。Wu等[8-10]系統(tǒng)研究了Ti-55531單相區(qū)和雙相區(qū)的變形特點(diǎn)和微觀組織演化規(guī)律，并建立了相應(yīng)的本構(gòu)模型，分析了固溶與時(shí)效處理后微觀組織與力學(xué)性能的定性關(guān)系。同時(shí)，黃朝文等[2]針對(duì)目前常見(jiàn)的高強(qiáng)韌鈦合金，詳細(xì)闡述了高溫變形激活能、流變行為和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制，并從合金成分、熱加工參數(shù)及初始組織等方面，總結(jié)了影響規(guī)律。

Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al（Ti-6554）是我國(guó)最近開(kāi)發(fā)的一種新型亞穩(wěn)態(tài)β高強(qiáng)韌鈦合金，具有良好的強(qiáng)韌和抗剪切匹配。在航空航天高端緊固件制造領(lǐng)域具有很大的應(yīng)用潛力。馬元杰[11]研究了Ti-6554合金軋制和熱處理過(guò)程的微觀組織演化與力學(xué)性能，分析了變形參數(shù)與熱處理參數(shù)的影響規(guī)律。李成林[12]研究了Ti-6554合金不同變形和熱處理工藝對(duì)微觀組織演化和力學(xué)性能的影響規(guī)律，得到了材料強(qiáng)度、塑性和斷裂韌性的最優(yōu)匹配。李鴻江等[13-14]研究了Ti-6554在溫度為740～950 ℃，應(yīng)變速率為0.01～10 s?1條件下的變形規(guī)律，建立了變形本構(gòu)和熱加工圖，為制定材料鍛造工藝提供了參考。于洋[15]等研究了Ti-6554合金單相區(qū)固溶過(guò)程晶粒尺寸的變化規(guī)律，當(dāng)固溶溫度超過(guò)920 ℃時(shí)，晶粒尺寸迅速粗化。張平輝等[16]研究了Ti-6554合金固溶處理對(duì)微觀組織演化和力學(xué)性能的影響規(guī)律，揭示了微觀組織演化對(duì)力學(xué)性能變化的影響機(jī)理。

目前為止，關(guān)于Ti-6554合金單雙相區(qū)熱壓縮變形特點(diǎn)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制，相應(yīng)變形本構(gòu)和熱加工圖的建立鮮有報(bào)道。文中擬在不同溫度和應(yīng)變速率下，對(duì)Ti-6554合金鑄錠開(kāi)坯后的材料進(jìn)行變形，采用金相觀察和定量統(tǒng)計(jì)的方法進(jìn)行研究，以期為材料后續(xù)的擠壓和調(diào)質(zhì)熱處理研究提供理論依據(jù)和數(shù)據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

文中使用鈦合金真空自耗電弧爐冶煉設(shè)備（型號(hào)為VAR50-Ti），經(jīng)過(guò)3次真空自耗熔煉得到200 mm的鑄錠。在4000 t快鍛機(jī)上完成了三火次兩鐓、兩拔，在相變點(diǎn)之上40 ℃保溫1.5 h后，制得60 mm的鍛坯。測(cè)得材料的相變點(diǎn)溫度為830 ℃，棒材橫向微觀組織不同倍數(shù)下的金相如圖1所示?？梢钥闯?，晶粒尺寸分布均勻，且晶界清晰平直。

圖1 Φ60 mm棒坯橫截面金相組織

將60 mm棒坯電火花加工成直徑為10 mm，高度為15 mm的標(biāo)準(zhǔn)熱壓縮試樣?；贕leeble-3800熱模擬壓縮設(shè)備，按照?qǐng)D2的方式完成熱壓縮變形。變形結(jié)束后，沿著壓縮方向從試樣中心位置切開(kāi)，進(jìn)行鑲嵌、打磨、拋光等。在光學(xué)顯微鏡下，對(duì)不同位置進(jìn)行不同倍數(shù)（100～1000倍）的微觀組織觀察?；贗mage-pro軟件對(duì)不同條件下的晶粒尺寸和相體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，為后續(xù)建立組織演化的動(dòng)力學(xué)模型提供數(shù)據(jù)。

圖2 Ti6554鈦合金Gleeble熱模擬壓縮試驗(yàn)方案

2 結(jié)果與討論

2.1 Ti6554鈦合金高溫流變曲線特征

2.1.1 雙相區(qū)應(yīng)力-應(yīng)變曲線特征

圖3展示了Ti6554鈦合金在兩相區(qū)壓縮變形的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖中可以看出，材料流動(dòng)應(yīng)力對(duì)溫度和應(yīng)變速率的變化十分敏感。流動(dòng)應(yīng)力隨著溫度的升高或應(yīng)變速率的降低而降低，且流變曲線表現(xiàn)出快速加工硬化特征。流動(dòng)應(yīng)力在應(yīng)變很小的情況下，迅速增至峰值應(yīng)力，隨著進(jìn)一步變形，流動(dòng)應(yīng)力逐漸降低，表現(xiàn)出流動(dòng)軟化特征，且軟化程度隨變形溫度的升高或應(yīng)變速率的降低而降低。

2.1.2 單相區(qū)應(yīng)力-應(yīng)變曲線特征

圖4展示了Ti6554鈦合金在單相區(qū)壓縮變形的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。單相區(qū)應(yīng)力-應(yīng)變曲線的變化規(guī)律與雙相區(qū)類似，流動(dòng)應(yīng)力也是隨著溫度的升高或應(yīng)變速率的降低而降低；存在明顯加工硬化特性，流動(dòng)應(yīng)力隨著應(yīng)變快速增至峰值。單相區(qū)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線與雙相區(qū)的也存在一定差別。首先，單相區(qū)存在峰值應(yīng)力不連續(xù)的突變現(xiàn)象，經(jīng)過(guò)峰值應(yīng)力后，進(jìn)入相對(duì)平穩(wěn)的穩(wěn)態(tài)階段；其次，單相區(qū)變形過(guò)程流動(dòng)曲線表現(xiàn)出波動(dòng)性，這種現(xiàn)象主要是單相區(qū)b不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶演化所致；再者，單相區(qū)變形材料應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)出的軟化程度弱于雙相區(qū)的，這種差別是微觀組織演化機(jī)制決定的。關(guān)于材料單相區(qū)變形微觀組織演化機(jī)制對(duì)變形特點(diǎn)的影響規(guī)律，在后面進(jìn)行詳細(xì)分析。

2.2 Ti6554鈦合金高溫變形本構(gòu)方程

2.2.1 本構(gòu)方程建立

在熱變形過(guò)程中，變形溫度、變形速率與流變應(yīng)力之間的關(guān)系可以用Sellars和Tegart建立的本構(gòu)關(guān)系式（1—3）表示[8]。

式（1）適用于低應(yīng)力狀態(tài)，式（2）適用于高應(yīng)力狀態(tài)，式（3）適用于所有應(yīng)力狀態(tài)。

另外，Zener和Hollomon在研究材料變形的本構(gòu)關(guān)系時(shí)，發(fā)現(xiàn)變形溫度和應(yīng)變速率之間存在一定的函數(shù)關(guān)系，可用參數(shù)表示：

式中：為Zener-Hollomon因子，其物理意義是溫度補(bǔ)償?shù)淖冃嗡俾室蜃?。變形激活能反映材?/p>

變形的難易程度，是材料在變形過(guò)程中表征力學(xué)性能的重要參數(shù)。另外，參數(shù)與流變應(yīng)力間的關(guān)系還可以表示為[16]：

將熱變形得到的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)代入式（1—5），利用微分法和線性擬合方法可以得到材料熱變形時(shí)的本構(gòu)方程。對(duì)式（1—2）取對(duì)數(shù)得：

又因=/1，故=0.0045。對(duì)式（3）取對(duì)數(shù)得：

圖5 不同變形溫度下應(yīng)變速率與峰值應(yīng)力的關(guān)系

Fig.5 Relationship between strain rate and peak stress at different deformation temperature

圖6 ln[sinh(ασ)]-ln與ln [sinh(ασ)]-1/T回歸分析

(10)

聯(lián)合式（4）和（5），可以得到包含參數(shù)的流變應(yīng)力方程。

2.2.2 本構(gòu)方程驗(yàn)證

方程（11）是峰值應(yīng)變條件下的應(yīng)力-應(yīng)變本構(gòu)方程。同理，采用相同的方法仍然可以擬合得到不同應(yīng)變條件下（0.1～0.9）的材料參數(shù)，并建立形如方程（11）的本構(gòu)模型。為了準(zhǔn)確預(yù)測(cè)整個(gè)應(yīng)變（0.1～0.9）范圍的流動(dòng)應(yīng)力，需構(gòu)建材料參數(shù)如，，，與應(yīng)變之間的多項(xiàng)式，如圖8所示。

將圖8中材料參數(shù)與應(yīng)變的多項(xiàng)式替換方程（11）的參數(shù)，即可得到整個(gè)變形范圍內(nèi)流動(dòng)應(yīng)力預(yù)測(cè)的本構(gòu)模型，基于此模型可以預(yù)測(cè)不同條件下的流動(dòng)應(yīng)力，如圖9所示?？梢钥闯?，流動(dòng)應(yīng)力的預(yù)測(cè)值與實(shí)驗(yàn)值的最大誤差為13.24%，其他基本在10%以內(nèi)，這說(shuō)明計(jì)算得出的本構(gòu)方程可以較好地預(yù)測(cè)材料熱變形過(guò)程中的應(yīng)力變化。

為了更準(zhǔn)確描述預(yù)測(cè)應(yīng)力值與實(shí)測(cè)值之間的誤差，文中引入相對(duì)平均誤差，根據(jù)其大小對(duì)擬合所得本構(gòu)方程的準(zhǔn)確性進(jìn)行判斷，其值越小，所得方程的精確性越高。

式中：e為應(yīng)力的預(yù)測(cè)值；p為應(yīng)力的實(shí)驗(yàn)值；為實(shí)驗(yàn)次數(shù)。通過(guò)式（12）可以計(jì)算不同應(yīng)變下應(yīng)力預(yù)測(cè)值與實(shí)驗(yàn)值的相對(duì)誤差，誤差值越小，表示預(yù)測(cè)精度越高。關(guān)于預(yù)測(cè)值與實(shí)測(cè)值的相關(guān)性如圖10所示，可以看出，二者均方差為0.986，相關(guān)性較好，說(shuō)明方程預(yù)測(cè)精度高，可以準(zhǔn)確預(yù)測(cè)不同條件下的流動(dòng)應(yīng)力。

基于式（1—11），可以擬合確定Ti6554鈦合金單相區(qū)變形的本構(gòu)模型材料參數(shù)，并建立峰值應(yīng)變條件下的本構(gòu)方程。

同理，可以擬合應(yīng)變0.1～0.9條件下的材料參數(shù)，并可建立相應(yīng)條件下的本構(gòu)方程。采用多項(xiàng)式擬合方法，可以建立各個(gè)材料參數(shù)與應(yīng)變之間的數(shù)學(xué)關(guān)系式，如圖11所示。

圖8 雙相區(qū)本構(gòu)模型材料參數(shù)與應(yīng)變之間的多項(xiàng)擬合式

Fig.8 Polynomial fitting between the material parameters of two-phase region constitutive model and strain

圖9 Ti6554鈦合金本構(gòu)模型預(yù)測(cè)兩相區(qū)不同應(yīng)變速率下的流動(dòng)應(yīng)力

圖10 模型預(yù)測(cè)流動(dòng)應(yīng)力與實(shí)測(cè)值之間的相關(guān)性

可預(yù)測(cè)不同變形條件下流動(dòng)應(yīng)力的本構(gòu)模型?；诒緲?gòu)模型得到的預(yù)測(cè)值與實(shí)測(cè)值的對(duì)比如圖12所示，可以看出，建立的本構(gòu)模型可以準(zhǔn)確預(yù)測(cè)流動(dòng)應(yīng)力值，且預(yù)測(cè)值與實(shí)測(cè)值之間的最大相對(duì)誤差小于10%。

2.3 Ti6554鈦合金熱加工圖

目前主要使用的是基于動(dòng)態(tài)材料模型的DMM加工圖，由功率耗散圖與流變失穩(wěn)圖疊加組成。功率耗散表現(xiàn)在兩方面，耗散量主要指材料塑性變形引起的能量消耗，用表示；耗散協(xié)量指材料變形過(guò)程中組織演消耗的能量，用表示，試樣變形過(guò)程中吸收的能量可以表示為[18-19]：

在某一特定應(yīng)變及變形溫度下，耗散量與耗散協(xié)量間的比例由應(yīng)變速率敏感指數(shù)決定。

功率耗散效率因子表示材料在變形過(guò)程中，微觀組織變化耗散的能量與線性耗散能量的比例關(guān)系，因此，功率耗散效率因子的值為：

由式（16）可知，與呈一定的比例關(guān)系。在某一應(yīng)變條件下，在應(yīng)變速率和變形溫度構(gòu)成的二維平面上畫出功率耗散效率因子的等值圖，即可得功率耗散圖。

流變失穩(wěn)圖是基于Prasad和Ziegler的最大熵產(chǎn)生率原理而提出的材料流動(dòng)失穩(wěn)判定條件而繪制的，其失穩(wěn)判據(jù)表示為：

圖11 單相區(qū)本構(gòu)模型材料參數(shù)與應(yīng)變之間的多項(xiàng)擬合式

Fig.11 Polynomial fitting between the material parameters of single-phase region constitutive model and strain

圖12 Ti6554鈦合金本構(gòu)模型預(yù)測(cè)單相區(qū)不同應(yīng)變速率下流動(dòng)應(yīng)力

圖13是基于上述理論建立的Ti6554鈦合金在真應(yīng)變?yōu)?.1，0.5和0.9時(shí)的熱加工圖，等值實(shí)線圖代表功率耗散效率，而虛線代表流動(dòng)失穩(wěn)，其中陰影區(qū)域代表流動(dòng)失穩(wěn)判據(jù)小于零的區(qū)域，即危險(xiǎn)區(qū)域；數(shù)據(jù)代表功率耗散效率。從圖13中可以看出，功率耗散效率隨著應(yīng)變速率的降低或溫度的升高而升高，即低應(yīng)變速率和高的變形溫度可促進(jìn)微觀組織演化，利于變形。

在應(yīng)變?yōu)?.1的條件下（如圖13a），變形危險(xiǎn)區(qū)域（圖13中陰影部分）主要集中在低溫高應(yīng)變速率的條件下。隨著應(yīng)變的增加，危險(xiǎn)區(qū)域面積逐漸擴(kuò)大至高溫、高應(yīng)變速率和低溫、低應(yīng)變速率區(qū)域。說(shuō)明變形量的增加對(duì)材料成形性能影響較大。當(dāng)應(yīng)變?cè)鲋?.9時(shí)（圖13c），圖中陰影部分的面積進(jìn)一步增加。此時(shí)，當(dāng)應(yīng)變速率高于0.1 s?1時(shí)，材料都可能發(fā)生流變失穩(wěn)，而與變形溫度無(wú)關(guān)，因此，在大變量的條件下，應(yīng)該嚴(yán)格控制材料的變形速率。

圖13 Ti6554鈦合金不同應(yīng)變量下的熱加工圖

2.4 Ti6554鈦合金微觀組織演化

Ti6554鈦合金微觀組織演化對(duì)溫度、應(yīng)變速率和應(yīng)變的變化十分敏感。圖14是材料在應(yīng)變速率為0.001 s?1，變形量為60%時(shí)，不同溫度下的微觀組織演化金相圖，可以看出，Ti6554鈦合金在850～910 ℃的溫度下變形，均發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，且再結(jié)晶晶粒尺寸隨著溫度的升高而顯著增加。在850 ℃時(shí)，盡管材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為100%，但動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸的最大值與最小值差別較大，如圖14a所示?；贗mage pro-plus軟件統(tǒng)計(jì)可知，較小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒（紅色箭頭所示）直徑約為10 μm，尺寸較大的則達(dá)到了100 μm。造成這種動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸相差懸殊的原因可能是兩方面因素造成的，材料微觀尺度的變形不均勻性導(dǎo)致某些區(qū)域累積變形量較大，這些區(qū)域累積位錯(cuò)密度值較高，為后續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大提供了足夠的驅(qū)動(dòng)力，因此，這些區(qū)域動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸較大[20]；Ti6554鈦合金在850 ℃變形時(shí)，可能發(fā)生二次動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，使得新生再結(jié)晶晶粒沒(méi)有足夠時(shí)間長(zhǎng)大，最終導(dǎo)致初次動(dòng)態(tài)再結(jié)晶與二次動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒尺寸相差較大。

Ti6554合金材料原子擴(kuò)散速率隨著變形溫度的升高而提高，其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸也隨之增加，如圖14b所示，此時(shí)的變形溫度為880 ℃。從圖14b可以看出，仍存在一些細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒（紅色圓圈標(biāo)記，直徑小于10 μm），其體積分?jǐn)?shù)不足3%。隨著變形溫度提高至910 ℃（圖14c），此時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒平均尺寸已增至100 μm，大部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒由規(guī)則的多邊形構(gòu)成，且晶界平直清晰，微觀組織均勻性也顯著提高。出現(xiàn)這種現(xiàn)象一方面是因?yàn)殡S著溫度升高，鈦合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大速率迅速提高，造成晶粒尺寸增加；另一方面是因此鈦合金材料在單相區(qū)高溫條件下，很容易發(fā)生粗化現(xiàn)象，即尺寸較大晶粒逐漸吞噬較小晶粒，最終導(dǎo)致微觀組織主要以規(guī)則的、尺寸較大的多邊形晶粒為主[21]。

圖14 Ti6554鈦合金在應(yīng)變速率為0.001 s?1，壓縮量為60%時(shí)，不同變形溫度下的微觀組織

圖15是材料在溫度為880 ℃，變形量為60%時(shí)，不同應(yīng)變速率下的微觀組織。從圖15可以看出，Ti6554材料動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生與應(yīng)變速率大小息息相關(guān)。在應(yīng)變速率為0.001 s?1時(shí)，如圖15a所示，由于變形速率較低，新生再結(jié)晶晶粒有充足時(shí)間長(zhǎng)大，因此，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶比較充分，且晶粒尺寸較大。當(dāng)應(yīng)變速率提高至0.1 s?1時(shí)，如圖15b所示，隨著變形速率提高，導(dǎo)致材料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的時(shí)間縮短，因此，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)大大降低。由于新生再結(jié)晶晶粒沒(méi)有足夠時(shí)間長(zhǎng)大，因此，在0.1 s?1條件下，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒十分細(xì)小，且部分初始beta晶粒仍保持變形拉長(zhǎng)的狀態(tài)，沒(méi)有被等軸的再結(jié)晶晶粒取代。當(dāng)應(yīng)變速率提高至10 s?1時(shí)（如圖15c所示），此時(shí)Ti6554材料沒(méi)有發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶一般包括形核和長(zhǎng)大2個(gè)階段，這兩個(gè)過(guò)程都需要一定時(shí)間。在10 s?1的變形條件下，材料沒(méi)有足夠時(shí)間發(fā)生形核與長(zhǎng)大，因此，圖15c所示的微觀組織主要以拉長(zhǎng)（或壓扁）的初始晶粒為主。

圖15 Ti6554鈦合金在溫度為880 ℃，壓縮量為60%時(shí)，不同應(yīng)變速率下的微觀組織

為了研究不同應(yīng)變下材料微觀組織的演化規(guī)律，文中對(duì)Ti6554材料進(jìn)行熱壓縮（壓縮量為60%），隨后觀察分析不同位置（如圖16a所示）的微觀組織。圖16b是材料在溫度為880 ℃，應(yīng)變速率為0.01 s?1，壓縮量為60%時(shí)的等效應(yīng)變分布云圖。從圖16可以看出，1，2和3等3點(diǎn)的等效應(yīng)變值相差較大。心部1點(diǎn)處于變形嚴(yán)重區(qū)域，其等效應(yīng)變值為1.6左右，2點(diǎn)處于變形死區(qū)，其等效應(yīng)變值為0.2，而3點(diǎn)處于過(guò)渡區(qū)域，該點(diǎn)等效應(yīng)變值為0.6左右。

在不同等效應(yīng)變條件下，Ti6554材料的微觀組織演化規(guī)律不同。圖17a為1點(diǎn)對(duì)應(yīng)的微觀組織，可以看出，大量的等軸再結(jié)晶晶粒已在原始晶界處形核與長(zhǎng)大，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒平均直徑約40 μm，且體積分?jǐn)?shù)已達(dá)70%。與1點(diǎn)存在明顯差別的是2點(diǎn)（即變形死區(qū)），其微觀組織如圖17b所示，可以看出，變形死區(qū)的等效應(yīng)變值和累積塑性應(yīng)變能很低，無(wú)法促使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，且原始晶粒大部分都保持初始形貌特征。3點(diǎn)處于變形過(guò)渡區(qū)域，因此，其微觀組織特征介于1與2點(diǎn)之間，如圖17c所示。明顯看出，此時(shí)材料雖然發(fā)生了部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，但再結(jié)晶晶粒尺寸很小，大部分原始晶界表現(xiàn)出凹凸不平的鋸齒狀特征。

為了進(jìn)一步確認(rèn)Ti6554鈦合金單相區(qū)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界條件，文中對(duì)850 ℃下，不同應(yīng)變速率（0.001，0.1和1 s?1）的金相組織進(jìn)行了觀察，如圖18所示。從圖18可以看出，在應(yīng)變速率為0.001 s?1時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶十分充分，而且明顯發(fā)生了再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大現(xiàn)象，如圖18a所示。當(dāng)應(yīng)變速率增至0.1 s?1時(shí)，在原始晶界處，發(fā)生了凸出形核，即動(dòng)態(tài)再結(jié)晶剛開(kāi)始發(fā)生形核，且還沒(méi)有長(zhǎng)大，因此，晶界處突出形核的再結(jié)晶晶核十分細(xì)小，在光學(xué)顯微鏡下很難識(shí)別尺寸大小，如圖18b所示。當(dāng)應(yīng)變速率繼續(xù)提高至1 s?1時(shí)，此時(shí)晶界處沒(méi)有明顯的凸出形核，僅是在60%的壓下量下發(fā)生了壓扁拉長(zhǎng)?；谏鲜鲇^察分析，文中得出Ti6554合金單相區(qū)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界條件，即變形溫度不低于850 ℃，變形速率不高于0.1 s?1，壓下量不少于60%。

圖16 Ti6554鈦合金在溫度為880 ℃，應(yīng)變速率為0.01 s?1，壓縮量為60%時(shí)的等效應(yīng)變分布云圖

圖17 Ti6554鈦合金在溫度為880 ℃，應(yīng)變速率為0.1 s?1時(shí)，不同等效應(yīng)變下的微觀組織

3 結(jié)語(yǔ)

1）Ti6554鈦合金流動(dòng)應(yīng)力隨著溫度升高或應(yīng)變速率降低而降低，應(yīng)力-應(yīng)變曲線存在快速加工硬化和流動(dòng)軟化特征。

2）建立了Ti6554鈦合金在710～910 ℃和0.001～10 s?1條件下的全應(yīng)變本構(gòu)方程，以及應(yīng)變?yōu)?.1～0.9時(shí)的熱加工圖。本構(gòu)方程預(yù)測(cè)流動(dòng)應(yīng)力與實(shí)測(cè)值相比，二者最大相對(duì)誤差為10%，建立的熱加工圖為熱加工工藝的制定提供了理論指導(dǎo)。

3）Ti6554鈦合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界條件：溫度高于850 ℃，應(yīng)變速率低于0.1 s?1，壓下量不小于60%。

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Investigation on Hot Deformation Behavior and Microstructural Evolution of Ti6554 Titanium alloy

WU Chuan1, LIU Bin1, ZHOU Yu-jie1, XU Guang-sheng2

(1. National and Local Joint Engineering Laboratory of Intelligent Manufacturing Oriented Automobile Die & Mold, Tianjin University of Technology and Education, Tianjin 300222, China; 2. School of Material Engineering, Shaanxi Polytechnic Institute, Xianyang 712000, China)

high-strength ductility Ti6554 titanium alloy; constitutive model; hot working map; dynamic recrystallization

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.01.014

TG146.2+3

A

1674-6457(2022)01-0114-12

2021-04-15

國(guó)家自然科學(xué)基金面上項(xiàng)目（52075386，52074193）；中國(guó)博士后科學(xué)基金面上項(xiàng)目（2020M672309）；陜西省高性能精確成形技術(shù)與裝備重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開(kāi)放課題（PETE2019KF02）

武川（1981—），男，博士，講師，主要研究方向?yàn)榻饘俨牧纤苄猿尚喂に嚒?/p>