Ti555211合金热变形行为研究

张 娟， 崔林林， 高玉社， 孙 剑， 杜予晅， 安 震

(1.西北有色金属研究院 材料分析中心,西安 710016; 2.西部超导材料科技股份有限公司，西安710018)

Ti555211合金是我国自主研发的一种新型近β型航空钛合金，名义成分为Ti-5.5Al-5Mo-5V-2Nb-1Fe-1Zr，其设计目标是得到一种具有高强、高韧、高淬透、较好强塑性匹配和强韧性匹配的新型高强材料[1].Ti555211合金具有对偏析不太敏感，淬透性好，强度优异和断裂韧性较高等诸多优点.图1(a)是Ti555211、Ti5553、Ti55531、TC27和BT22合金的钼当量的对比，图1(b)是合金的铝当量的对比[2-6].从图1可以看出，Ti555211合金的钼当量和铝当量与BT22、Ti5553、Ti55531、TC27合金相近.

(a)钼当量；(b)铝当量图1 相关合金的钼当量和铝当量的对比图

图2是相关航空钛合金的强度与断裂韧性的匹配图[7-15].从图2可以看出，经固溶时效处理后，Ti555211合金室温抗拉强度可达到1 300 MPa～1 400 MPa，伸长率可以达到8%以上.通过BASAC热处理工艺，可使Ti555211合金具有超过90 MPa以上的K1C值，具有较好的强塑性和强韧性匹配.相比同类型航空钛合金材料，新型近β型Ti555211合金的综合性能相近或者更加优越.综上所述，Ti555211合金具有良好的市场前景和应用潜力.

图2 相关航空钛合金的强度与断裂韧性的匹配图

从Ti5553[7]合金、TC21[12]合金和Ti6Al4V[13]合金在高温下的流变曲线可知，流变应力随着变形温度的上升和应变速率的下降而减小，发现最大的区别在于TC4合金和Ti5553合金的流变曲线出现了不连续屈服现象，在曲线上表现为流变应力由于加工硬化达到峰值应力后又下降，Ti5553合金的不连续屈服现象相对明显，而TC21合金流变曲线较为平缓，未发现不连续屈服现象.国内外学者研究发现[9-15]，这种不连续屈服现象在近β钛合金中较常见，现象也较为明显，如Ti55531、Ti1300和TC18.某种变形失稳现象的发生，也会在流变曲线上表现为震荡或者应力值下降.然而针对新型Ti555211近β钛合金的本构模型尚未见报道.

本文系统研究了Ti555211合金热加工过程中流变应力行为和不连续屈服现象，为该新型近β钛合金的热加工工艺提供理论基础，具有重大的理论价值和工程意义.

1 实验

1.1 实验材料

本文采用的Ti555211合金是经3次真空自耗电弧熔炼而成，其名义成分为Ti-5.5Al-5Mo-5V-2Nb-1Fe-1Zr，铸锭经机加扒皮，将铸锭在β相区开坯锻造，破碎原始铸态组织，最终在(α+β)两相区锻造后制备成Φ200 mm的锻棒.

图3 实验合金的初始组织

如图3所示，实验合金的初始微观组织主要由等轴的α相和β相组成，初生α相的含量约30%～35%，属于双态组织.

1.2 高温热模拟实验

本文采用Φ8 mm×12 mm的压缩试样进行热模拟实验，实验设备为Gleeble3800热模拟实验机.为方便存储润滑剂，在试样上下端面上加工0.2 mm深浅槽.实验温度为750 ℃，800 ℃，850 ℃，900 ℃，950 ℃，实验的应变速率为0.001 s-1，0.01 s-1，0.1 s-1，1 s-1，变形量为50%，实验结束后立即水冷.

2 结果与分析

2.1 高温热模拟实验分析

流变应力与热变形参数之间的关系可以用真应力—真应变曲线来反映，真应力—真应变曲线发生变化是变形金属材料内部微观组织演变的宏观表征.图4是Ti555211合金在不同应变速率(0.001 s-1～1 s-1)和不同变形温度(750 ℃～950 ℃)下等温压缩变形时的流变曲线.从图4中的Ti555211合金不同应变速率和不同变形温度下流变应力曲线可以看出有以下4个基本特征：

(1)初始变形阶段，流变应力随应变量的增加而快速增大，体现出明显的加工硬化趋势.

(2)流变应力达到峰值后，出现了软化现象，流变应力随着应变量的增加逐渐下降，并逐渐趋于稳定，在此期间动态回复及动态再结晶等软化机制逐渐超过了材料加工硬化，并占主要地位.

(3)与其他近β钛合金类似，Ti555211钛合金对应变速率和变形温度非常敏感.在应变速率不变的情况下，流变应力随着变形温度的升高而降低；在变形温度不变的情况下，流变应力随应变速率升高而明显增加[1].

(4)当应变速率在某一临界值以上时，Ti555211合金会出现应力不连续屈服现象，即当流变应力达到峰值后呈现出明显的上下屈服点.这一趋势在越高的变形温度下就越明显.

材料的塑性变形机制一般分为塑性变形、超塑性变形及蠕变状态.在实际的成形过程中，由于存在宏、微观变形不均匀现象，材料在不同位置变形机制可能不同，但是在确定区域、确定的时刻，其塑性变形的机制是确定并且惟一的，材料的塑性状态与变形量有较大关系.

图4 Ti555211合金在不同变形温度下变形时的真应力—真应变曲线(a)750 ℃；(b)800 ℃；(c)850 ℃；(d)900 ℃；(e)950 ℃

2.2 流变应力的影响因素

2.2.1 变形温度

一般来说，热加工的过程中，变形温度对流变应力的影响主要表现在[16]：(1)随变形温度的升高，材料发生动态回复和动态再结晶所导致的软化作用逐渐提高，导致流变应力降低；(2)在更高的变形温度，某些新的滑移性可能会启动；(3)对于钛合金来说，变形温度升高可能会导致含量减少，对合金材料的强化作用发生减弱，即阻碍位错滑动的作用力减小，材料的变形抗力因而下降.当温度升高时，流变应力的软化幅度逐渐降低.应变速率为1 s-1时，根据图4(a)和图4(e)的结果计算，在750 ℃(应变速率1 s-1)时，流变应力的软化幅度Δσ(σp与σe的差值)约为158 MPa；而当变形温度上升到950 ℃(应变速率1 s-1)时，Δσ的值仅为27 MPa，即应力软化幅度随变形温度的上升而降低.这是因为再结晶形核及晶粒长大均是热激活过程，在更高温下，动态再结晶导致的软化作用增强，而在高温变形下加工硬化引起的应力增大较低温时小.

图5是不同温度下稳态应力值和峰值应力值.从图5可以看出，稳态应力和峰值应力随着变形温度的升高越来越小，当应变速率较大时，稳态应力值和峰值应力值的变化越明显.

图5 变形温度对峰值应力(a)和稳态应力(b)的影响

以往研究学者[17]提出温度与应力的关系由温度敏感指数na来表示，其表达式如式(1)所示，将变形参数为850 ℃/s-1，不同应变下的应力值代入公式(1)，结果如表1所示.

(1)

式中：σ1，σ2是试样在绝对温度T1和T2变形时对应的应力值，本文中T1为750 ℃(1 023 K)，T2为850 ℃(1 123 K).

从表1可以发现，在T1和T2温度下的温度敏感指数na均为负值，这表明变形温度上升时，应力是呈逐渐下降趋向的.随着变形量(应变)的增大，|na|的数值逐渐降低，这说明，随着变形量的增大，由于加工硬化现象导致的应力增加作用逐渐减弱.

表1 850 ℃/1s-1不同应变下温度敏感指数na值

2.2.2 应变速率

应变速率也是影响流变应力的重要因素.从图4可以看出，Ti555211钛合金具有较高的高温应变速率敏感性.当变形温度一定时，流变应力随应变速率的增加逐渐增大.在合金变形过程中，软化过程和加工硬化相互竞争.在应变速率较高的情况下，动态再结晶及动态回复处于孕育期，而塑性变形产生大量位错，动态回复和动态再结晶产生的软化效应不足以抵消加工硬化，导致流变应力增大.这个现象可以通过位错与剪切应力的关系来解释，当变形速度较快(应变速率增大)时，会导致位错的数目增多且运动速度增大，由公式(2)可知，在确定的变形温度T下，位错移动的速度随剪切应力增加而增加，也就是说位错密度随应变速率的增大而迅速增大，使得流变应力增加较为显著.

(2)

式中：A为位错的数目；τ为剪切应力；v为位错运动速度.

从图5还可以看出，在高应变速率变形时，流变应力体现出更强的软化现象.这是由于在较高的应变速率作用下，位错密度在变形的初始阶段增速很大，加工硬化的作用远强于动态作用，积累录取的变形储能；但随应变的进一步增加，变形储能达到一定程度，动态回复及动态再结晶的作用不断增强，出现了明显的软化现象，由于储能更高，流变应力下降程序更高而在高温低应变速率的加工条件下，由于动态软化过程较早起主导作用，流变应力曲线表现得较为平缓.

2.3 不连续屈服现象

从图4中还可以看出，Ti555211合金流变曲线上存在不连续屈服的现象，并且在更高变形温度下具有更明显的趋势.M.I.Onsφien等人[18]对该现象进行了分析，并提出两种理论解释：

(1)静态理论.一般认为，流变应力的增加是由于位错的运动为阻碍导致的.静态理论假设流变应力的增加是由于位置被溶质原子钉扎导致的，而不连续的屈服现象则是由于固溶原子钉扎的位错挣脱钉扎引起的流变应力突然下降[18].

(2)动态理论.该理论认为流变应力的增加是由于可动位错在晶界处大量增殖引起的，在热激活的作用下，大量的正、负位错相互抵消，位错密度下降，导致流变应力下降，从而导致了不连续屈服现象[18].

静态理论可以很好地解释钢的冷变形特征，但是在解释钛合金变形时遇到了问题.Ankerm等人[19]在研究Ti-Mn合金及Ti-V合金高温拉伸变形时发现，出现不连续屈服的试样再次在相同温度下保温后不连续屈服现象消失，在更高的温度下也没有出现不连续屈服现象，与静态理论的结论相矛盾，因此，Ankerm认为是晶界上产生的大量可动位错引起的不连续屈服现象.Weiss和Semiatin等人[20]研究Ti1023和Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al合金热变形过程也得到了类似的结论.

针对本文研究的Ti555211钛合金，若用静态理论来解释，在越低的变形温度，位错的钉扎作用越强，不连续屈服现象应越明显.由图4(a)和图4(b)可知，当在较低温度下变形时，Ti555211合金流变应力不连续屈服现象反而越不明显.因此，该合金的不连续屈服现象不能用静态理论来解释.

图6 950 ℃/1 s-1应变量为 0.02的显微组织

如图6所示，由Ti555211合金变形后的透射电镜分析可知，在高温高应变速率的变形条件下，晶界处有位错塞积现象的发生.可以清楚地看到位错从β晶界处萌生，在三叉晶界处位错密度更大.这与动态理论更加符合.由于不连续屈服现象发生的前提条件是具有一定的位错密度，而更高的变形速率有利于累积更多的位错.因此，高应变速率更易于出现不连续屈服现象.

综上所述，采取动态理论学说可以很好解释Ti555211合金在高温变形中的不连续屈服现象.

3 结论

(1)在确定的应变速率下，流变应力随变形温度的升高而下降；在确定的变形温度下，流变应力随应变速率上升而明显增加.

(2)应变速率对真应力—真应变曲线形状有较为显著的影响，其中，在高温低应变速率的加工条件下，由于动态软化过程的加强，流变应力曲线表现得较为平缓.

(3)在较高应变速率下，Ti555211钛合金在压缩变形过程中出现了明显的应力不连续屈服现象.

(4)采取动态理论学说可以很好解释Ti555211合金在高温变形中的不连续屈服现象.

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