文章编号：1004-0609(2013)S1-s0550-06

Ti-6246合金的热变形本构方程及加工图

王国强，陈志勇，刘建荣，王清江

(中国科学院 金属研究所钛合金研究部，沈阳 110016)

摘  要：通过Gleeble-3800对Ti-6246钛合金进行等温单向压缩实验，在变形温度t为825~1 025 ℃、应变速率为0.001~10 s^-1时，建立锻态Ti-6246合金的热变形本构方程，采用动态材料模型(Dynamic material model, DMM)绘制出钛合金的热加工图。加工图显示2个加工失稳区(825 ℃≤t≤955 ℃，≥0.7 s^-1和955 ℃≤t≤990 ℃，≥3 s^-1)，在该合金的变形过程中应该避免功率耗散系数η的峰值，功率耗散因子的极大值出现在850~870 ℃，=0.001 s^-1。

关键词：Ti-6246合金；热模拟实验；本构方程；加工图

中图分类号：TG146.2　　     文献标志码：A

Constitutive equation model and processing map Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo alloy

WANG Guo-qiang, CHEN Zhi-yong, LIU Jian-rong, WANG Qing-jiang

(Titanium Alloy Laboratory, Institute of Metal Research, Chinese Academy of Science, Shenyang 110016, China)

Abstract: The flow stress behavior of Ti-6246 titanium alloy was studied using single-pass hot compression tests on Gleeble-3800 thermal simulator in temperature of 825-1 025 ℃ and strain rate  of 0.001-10 s^-1. The constitutive equation and the processing map of the forged Ti-6246 titanium alloy were described by the dynamic material model (DMM) based on experiment data. Ti-6246 titanium alloy is stable under conditions of t=860 ℃ and =0.001 s^-1, but has poor workability under conditions of 825 ℃≤t≤955 ℃, ≥0.7 s^-1 and 955 ℃≤t≤990 ℃, ≥3 s^-1. The efficiency of power dissipation η reaches the highest value under temperature range of 850-870 ℃ and at strain rate of =0.01 s^-1.

Key words: Ti-6246 titanium alloy; isothermal compression; constitutive equation; processing map

Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo(Ti-6246)合金是美国研发的具有较高强度的马氏体型两相钛合金^[1]。Ti-6246综合性能优异，6% Mo能提高合金的β稳定化程度，具有较高的室温强度、固溶时效及退火后获得良好的低周疲劳性能，同时具有较高的高温蠕变强度^[2-4]。Ti-6246合金可长期在400 ℃左右使用，短期工作温度可达540 ℃，在航空工业中主要用于制造发动机压气盘或叶片^{[1, 5]}。合金的力学性能与材料热变形过程中的工艺参数有密切关系，为了获得良好的产品，提高Ti-6246组织性能，必须深入研究其热变形性能，以制定合理的热变形工艺参数^[6]。

加工图(Processing map)是Prasad 等基于动态材料模型(DMM)理论发展的一种分析材料热变形行为的新方法^[7]，这种方法是将变形温度与应变速率空间中的失稳图叠加至功率耗散图上得到的，可以描述材料高温变形时组织变化同塑性参数间的关系，判定材料高温变形过程中的安全区和流变失稳区，为合金热变形时工艺参数的确定提供了选择范围^[8]。国外的文献对Ti-6246合金的加工图还未见详细报道。本文作者拟对Ti-6246合金不同温度和应变速率下得到的真应力—真应变曲线进行计算，建立该合金热变形时的本构方程及热加工图，为合金热变形工艺参数的选择提供理论依据。

1  实验

实验材料为宝钛公司提供的直径为180 mm的钛合金棒材锻件，合金相变点为955 ℃，成分见表1。在锻件上取d 8 mm×12 mm的圆柱体压缩试样。本文的热压缩实验在Gleeble-3800型热模拟实验机上进行，热压缩实验温度t为825、875、925、975和1 025℃。每个温度对应以下5种应变速率：0.001、0.01、0.1、1和10 s^-1，压缩至真应变ε为0.9(压下量为60%)，热变形结束迅速空冷。

表1  Ti-6246合金化学成分

Table 1  Chemical composition of Ti-6246 alloy (mass fraction, %)

图1  Ti-6246合金不同变形温度和应变速率下的真应力—真应变曲线

Fig. 1  True stress—strain curves of Ti-6246 alloy deformed at different strain rates with different deformation temperatures

2  结果与分析

2.1  不同变形温度和应变速率下的真应力—真应变曲线

图1所示为Ti-6246合金不同变形温度和应变速率下的真应力—真应变曲线。从图1可知：在所有的应变速率下，热压缩过程中流变应力值随着变形温度的升高而减小，随应变速率的增加而增大。变形初期(达到真应力峰值前)，真应力增加很快，在流变应力达到峰值前可以观察到轻微的加工硬化现象，材料在很小的应变下达到塑性屈服，真应力—真应变曲线几乎成直线上升，斜率很大。应变达到一定程度后，即流变应力迅速达到峰值后，随应变增加应力逐步减小，出现动态软化。

在图1(c)和(d)中，即应变速率为1 s^-1和0.1 s^-1时，曲线发生不连续屈服，随后发生明显而持续的软化。在许多钛合金中都发现了不连续屈服现象，位错的动态增殖理论对这种现象的解释被广泛接受^[9-11]。该理论认为在开始变形之前，晶体中可动位错密度很低；一旦塑性变形开始，可动位错便大量增殖，晶界的阻碍作用使产生的大量位错发生塞积，导致流动应力急剧升高。当位错密度达到某一临界值时，β相中的动态回复突然增加，造成塞积的位错通过攀移等方式进入晶界内部，大量异号位错相互抵消，位错塞积减缓，从而导致流动应力大幅下降，出现不连续屈服现象。

2.2  Ti-6246合金高温流变应力本构方程的建立

材料在热变形过程中，通常用Arrhenius 热变形方程^[12-14]来分析其在热变形过程中的变形行为：

                                        (1)

式中：A为结构因子；n₁为材料硬化指数；α为应力水平参数；Q为材料的热变形激活能，它反映材料热变形的难易程度，是材料热变形过程中重要的力学性能参数；T为热力学变形温度；σ为峰值应力或稳态流变应力；R为摩尔气体常数。式(1)可以在较宽的应变速率和变形温度范围内与实验数据相符合，广泛用于估计各种金属及合金的热变形激活能。

对不同材料高温塑性变形实验数据的仔细研究表明在低应力时：

                                                                     (2)

在高应力时：

                                                           (3)

对式(2)和(3)分别取对数，可得

                                                    (4)

                                                        (5)

根据不同条件压缩时流变应力与应变速率的实验数据，绘制相应的σ—和ln   σ—关系曲线，如图2所示。本文选取ε=0.7时的稳态流变应力进行计算。对曲线进行线性拟合，求出拟合后直线的斜率，取倒数并求出平均值，得到=3.981 64，=0.033 82，α=β/n₁=0.008 49。

图2  流变应力与应变速率的关系

Fig. 2  Relationships between flow stress and strain rate

根据Zener-Hollomon参数的定义^[15]，可以得到

                                  (6)

式中：A、α、n₂和Q均为材料常数。

对(6)式两边取对数，可得

                            (7)

                                 (8)

将α=0.008 49代入式中，绘制ln[sinh(ασ)]—和ln[sinh(ασ)]—1/t的关系曲线，如图3所示。对曲线进行线性拟合，根据拟合后曲线的斜率和截距计算可得n₂=2.706 433，[Q/( n₂R)]=19.104 96，lnA=41.925 63。则Q=429.886 3。

由应变量ε=0.7的稳态应力求出合金的高温压缩本构方程的材料常数见表2。

图3  流变应力与应变速率以及流变应力与变形温度之间的关系

Fig. 3  Relationships between flow stress, strain rate and deformation temperature

表2  Ti-6246合金高温流变应力本构方程的材料常数

Table 2  Material constants of high temperature flow stress constitutive equation of Ti-62426 alloy

将表2中的材料常数代入式(3)中，可得Ti-6246的高温流动应力本构方程：

    (9)

其中Z参数可表示为

                               (10)

2.3  Ti-6246合金的热加工图的建立与分析

在真应力—真应变曲线上选取某个温度不同应变速率下某个特定应变的应力值，并根据lg σ与1/t符合线性关系对流变应力σ进行修正，其中t为不含温差的真实温度。采用3次样条函数拟合ln σ与ln的关系曲线，按照公式计算出应变速率敏感因子m，选取不同温度重复此过程。按照公式η=2m/(m+1)算出功率耗散因子η值，按照失稳判据公式计算出不同温度和不同应变速率所对应的ξ值。根据η值和ξ值画出功率耗散图和失稳流变图并叠加，得到合金在该应变量下的热加工图。重复上述过程可得到不同应变量下的加工图。

图4所示为ε=0.7时Ti-6246的热加工图。图中阴影部分为加工失稳区(等值线上数字表示功率耗散系数)。从图4可以看出：Ti-6246合金的功率耗散系数大约在0.3~0.55之间。加工图上连续的阴影(失稳区)按照失稳原因不同可以分为2部分：Ⅰ区(825 ℃≤t≤955 ℃，≥0.7 s^-1和Ⅱ区955 ℃≤t≤990 ℃，≥3 s^-1。材料在热加工过程中的失稳现象包括楔形开裂、孔洞产生、微裂纹的产生、流变局域化及绝热剪切带的产生。在高应变速率下，变形时间较短，加上钛合金热导率较低，加工过程中在合金中产生的热量来不及传递给环境介质，致使材料局部温度升高，从而使该部位流变抗力降低，塑性变形局域化，当满足绝热条件时，便在材料中产生流变局域化变形带(Flow localization bands)，发生失稳流变^[16]，对应加工图上的Ⅰ区。这可以通过微观组织观察证实，如图5(a)所示。由图5(a)可以看到：流变局域化变形带(箭头所指)与压缩方向呈45°，在流变局域化变形带中的晶粒十分细小，使经过热加工的材料微观组织不均匀。热变形后，样品均未开裂，在微观组织观察中，未发现孔洞、微裂纹，因此，材料失稳是由流变局域化造成的。

图4  Ti-6246合金的加工图(ε=0.7)

Fig. 4  Processing map of Ti-6246 alloy(ε=0.7)

图5  Ti-6246合金热变形后的显微组织

Fig. 5  Microstructures of Ti-6246 alloy at different strain rates and temperatures

功率耗散因子的极大值出现在t=860 ℃，=0.001 s^-1。该区域所对的真应力—真应变曲线的形状为，初始加工硬化，达到极值后开始软化，然后达到稳态值。这样的流变行为特点表明，在塑性变形过程中发生了动态再结晶。对应的组织如图5(b)。此外，由热加工图还可以看出，在950 ℃左右时，功率耗散系数η的等高线曲率发生突变，这与本研究所采用的Ti-6246合金相变点在950 ℃左右相符合。

3  结论

1) Ti-6246合金在热变形过程中，变形抗力随变形温度的升高而减小，随应变速率的增加而增大。合金在应变速率为1和0.1 s^-1时，发生不连续屈服。

2) Ti-6246合金高温压缩变形材料常数如下α=0.008 49 MPa^-1，n₂=2.71 MPa，A=e^{41.925 63} s^-1=1.61×10¹⁸ s^-1，Q=429.886 3 kJ/mol。合金的高温流动应力本构方程为

3) 合金热变形时失稳区为825 ℃≤t≤955 ℃， ≥0.7 s^-1和955 ℃≤t≤990 ℃，≥3 s^-1；功率耗散因子的极大值出现在t=860 ℃，=0.001 s^-1。

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(编辑  陈爱华)

收稿日期：2013-07-28；修订日期：2013-10-10

通信作者：王清江，研究员，硕士；电话：024-83978830；E-mail: qjwang@imr.ac.cn