简介概要

基于动态材料模型的Ti555211合金热加工图研究

来源期刊：稀有金属2019年第7期

论文作者：安震王兆麟薛帆张习敏李磊丁旭

文章页码：706 - 712

关键词：Ti555211合金;组织演化;近β钛合金;

摘要：利用Gleeble-3800热模拟实验机,在应变速率在0.001～1.000 s^-1以及变形温度在750～950℃范围内对Ti555211合金进行等温恒应变速率压缩实验。基于动态材料模型（DMM）和Prasad失稳准则,建立了Ti555211合金的热加工图,对合金的热加工工艺进行了优化。能量耗散率其极大值出现在（峰值区Ⅰ）应变速率0.001～0.010 s^-1,变形温度820～850℃和（峰值区Ⅱ）应变速率0.001～0.010 s^-1,变形温度在约920～950℃。结合微观组织分析,在（α+β）相区加工时,应该选峰值区Ⅰ的加工参数;在β相区加工时,选择峰值区Ⅱ的加工参数。在高应变速率(大于0.4 s^-1)条件下,易发生变形失稳,主要表现为不均匀变形和加工流线,随着应变的增加,塑形失稳区向低应变速率区扩展,应该避免在此工艺条件下加工。本文通过建立动态材料模型的Ti555211合金的热加工图,从而揭示该材料在两相区和单相区的最佳的加工区和危险区,为该合金的后续产业化提供重要的技术基础。

网络首发时间: 2018-11-29 17:40

稀有金属 2019,43(07),706-712 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18090001

基于动态材料模型的Ti555211合金热加工图研究

安震王兆麟薛帆毛小南李磊丁旭

西安航空学院材料工程学院

西北有色金属研究院

摘要：

利用Gleeble-3800热模拟实验机, 在应变速率在0.001～1.000 s^-1以及变形温度在750～950℃范围内对Ti555211合金进行等温恒应变速率压缩实验。基于动态材料模型 (DMM) 和Prasad失稳准则, 建立了Ti555211合金的热加工图, 对合金的热加工工艺进行了优化。能量耗散率其极大值出现在 (峰值区Ⅰ) 应变速率0.001～0.010 s^-1, 变形温度820～850℃和 (峰值区Ⅱ) 应变速率0.001～0.010 s^-1, 变形温度在约920～950℃。结合微观组织分析, 在 (α+β) 相区加工时, 应该选峰值区Ⅰ的加工参数;在β相区加工时, 选择峰值区Ⅱ的加工参数。在高应变速率 (大于0.4 s^-1) 条件下, 易发生变形失稳, 主要表现为不均匀变形和加工流线, 随着应变的增加, 塑形失稳区向低应变速率区扩展, 应该避免在此工艺条件下加工。本文通过建立动态材料模型的Ti555211合金的热加工图, 从而揭示该材料在两相区和单相区的最佳的加工区和危险区, 为该合金的后续产业化提供重要的技术基础。

关键词：

Ti555211合金;组织演化;近β钛合金;

中图分类号： TG146.23

作者简介：安震 (1985-) , 男, 河南渑池人, 博士, 讲师, 研究方向:先进高强高韧钛合金材料控形和控性技术, E-mail:anzhen1016@163.com;*丁旭, 教授;电话:18729052868;E-mail:18729052868@163.com;

收稿日期：2018-09-02

基金：国家自然科学基金面上项目 (51471136) 资助;

Investigation on Thermal Processing Map of Ti555211 Alloy Based on Dynamic Material Model

An Zhen Wang Zhaolin Xue Fan Mao Xiaonan Li Lei Ding Xu

School of Materials Engineering, Xi'an Aeronautical University

Northwest Institute for Nonferrous Metal Research

Abstract：

Isothermal compression tests of Ti555211 titanium alloy have been conducted on a Gleeble-3800 hot-simulator at the strain rate ranging from 0.001 to 1.000 s^-1 and the deformation temperature ranging from 750 to 950 ℃. On the basis of dynamic material model (DMM) and Prasad criterion, the hot workability of Ti555211 alloy was optimized using the new developed processing maps. The power dissipation maps exhibited two domains of peak efficiency: i) 820～850 ℃/0.001～0.010 s^-1 and ii) 920～950 ℃/0.001～0.010 s^-1, which can be considered as the optimum condition for high-temperature forging of this alloy. However, at high strain rate above 0.4 s^-1, clear process flow lines and bands of flow localization were easily to form, indicating the flow instability in hot working. Moreover, with the strain increased, the instability region expanded toward to the low strain rate of area and processing should be avoided under this process condition. In this paper, the thermal processing map of Ti555211 alloy was established by dynamic material model, which revealed the best processing zone and dangerous zone of the material in two-phase zone and single-phase zone, which provided an important technical basis for the subsequent industrialization of the alloy.

Keyword：

Ti555211 alloy; microstructure evolution; near β titanium alloy;

Received： 2018-09-02

钛合金主要应用于航天、航空和相关现代国防工业中, 以及在军事高科技领域中有着极其重要的作用。据统计, 在航天、航空以及国防工业中钛用量占钛总产量的70%左右。尤其在先进的航空发动机中, 钛的应用有利于提高发动机的推重比, 增强飞机的机动性能。

美国第三代战斗机F-15用钛量为26%, 而第四代战机F-22用钛量则达到41%。一架波音787飞机用钛量已近100 t, 用钛比例则高达15%。 A380, B787, A350, 俄MS-21等新一代客机的钛合金使用量均达到或超过10%, 军用运输机C-17的用钛量由C-5的6%增至10.3%, 俄罗斯的伊尔76, MS-21的钛合金用量则高达12%和25%左右 ^[1,2,3,4,5] 。钛合金对现代国防尖端武器装备发展的重要性表现在以下方面: (1) 降低飞机以及火箭的重量系数; (2) 提高航空、航天发动机的推动比; (3) 提高零部件的可靠性和安全性。正因如此, 西方发达国家等军事强国在航天航空领域、水下兵器等尖端武器上都大量使用了钛合金, 并在逐步增加。钛在舰船上已应用的部位有: 耐压壳体、螺旋浆、发动机零部件、升降装置及发射装置、声学装置零部件、系泊装置等。航空工业中的结构件与发动机中成功应用钛合金目的在于减轻结构重量, 从而增加推重比和提高使用性能及安全可靠性方面均有重要意义。

超高强航空特种钛合金成为金属材料重要发展方向之一, 从而满足军用飞机和高端装备设计的需要, 促进了钛合金相关制造业的迅猛发展, 目前代表国际先进水平、并在飞机上获得成功应用的高强度钛合金主要有美国TIMET公司成功开发的亚稳β型合金Ti-15-3, β-21S和近β型合金Ti1023, Ti5553, Ti55531以及俄罗斯开发的近β型钛合金BT22, 这些合金均由于优良的性能而成功应用于航空工业领域并发挥着重要作用 ^[6,7] 。 Ti555211合金是我国具有自主知识产权的一种新型近β型航空超高强钛合金, 其名义成分为Ti-5.5Al-5Mo-5V-2Nb-1Fe-1Zr, 其设计目标是得到一种具有优良的强韧性和强塑性匹配的新型高强材料。 Ti555211合金具有不易产生偏析, 淬透性好, 强塑性和强韧性匹配优异等优点 ^[2] 。

图1是航空钛合金的强度与断裂韧性的匹配图。从图1可以看出, 经固溶时效处理后, Ti555211合金室温抗拉强度可达到1350 MPa左右, 伸长率可以达到8%以上。通过BASAC热处理工艺, 可使Ti555211合金具有较高的断裂韧性值, 同时性能匹配较好。综上所述, Ti555211合金具有良好的市场前景和应用潜力。

国内外研究学者对钛合金的热加工图做了很多研究, 但是Ti555211合金热加工图相关报道较少。本文基于动态材料模型 (DMM) 和Prasad失稳准则, 建立了Ti555211合金的热加工图, 对合金的热加工工艺进行了优化, 并对加工图各区域变形行为进行了分析, 为该合金的加工工艺提供了科学的理论和技术指导。

图1 相关航空钛合金的强度与断裂韧性的匹配图

Fig.1 Dependence of fracture toughness on tensile strength of similar titanium alloys (Ti5553 ^[8-9] , Ti55531 ^[10] , Ti1023 ^[11] , BT22 ^[12] , Ti-15-3 ^[13] , TC21 ^[14] , TC4-ELI ^[15] and TA15 ^[16-17] )

1 实验

1.1 材料

Ti555211合金实验材料为西北有色金属研究院提供成品的棒材。原始的铸态晶粒通过在β相区锻造细化晶粒, 最终在两相区 (相变点以下40 ℃) 锻造成棒材, 热处理制度为: 800 ℃/2 h, 空冷+620 ℃/8 h, 空冷。图2是Ti555211合金初始组织, 从图2可以看出, 初生α相含量约30%, 细小呈球状, 尺寸为3～5 μm, 还有长棒状和短棒状的次生α相分布在β相中, 是属于典型两相细化组织结构。

图2 Ti555211合金的显微组织

Fig.2 Microstructure of Ti555211 alloy

本文根据热分析法大概测得Ti555211合金的相变点, 然后做不同温度的水淬实验, 当初生α含量全部消失时就是相变点温度, 5 ℃一个间隔, 最终测定Ti555211合金的β转变温度为875～880 ℃。化学成分如表1所示。

表1 Ti555211合金化学成分表

Table 1 Chemical composition of Ti555211 alloy (%, mass fraction)

Al	Mo	V	Nb	Fe	Zr	Ti
5.52	5.11	4.95	2.08	1.02	1.12	Bal.

1.2 高温热模拟

高温压缩实验是在Gleeble-3800热模拟实验机上完成, 为了减少摩擦, 试样上下两端面加工有深度大小为0.2 mm的浅槽, 直径大小为7.6 mm的浅槽, 通过存储润滑剂从而可以降低试样的不均匀变形, 避免试样产生严重的鼓肚。试样规格: Φ8 mm×12 mm的圆柱体, 本论文热模拟实验的实验温度为750, 800, 850, 900, 950 ℃; 实验的应变速率为0.001, 0.010, 0.100, 1.000 s^-1; 真应变为0.7, 实验结束后立即水冷。

1.3 基于动态材料模型的Ti555211合金热加工图的建立

Prasad等 ^[18,19] 认为, 对于给定的变形温度, 半材料的应力σ取对数lgσ可以由应变速率 $\dot{ε}$ 取对数lg $\dot{ε}$ 的三次多项式进行拟合:

$\lg σ = a + b \lg \dot{ε} + c (\lg \dot{ε})^{2} + d (\lg \dot{ε})^{3} (1)$

式中, a, b, c, d为拟合系数。

应变速率敏感性指数 (m) 的计算公式:

$m = \frac{d (\lg σ)}{d (\lg \dot{ε})} = b + 2 c \lg \dot{ε} + 3 d (\lg \dot{ε})^{2} (2)$

将Ti555211钛合金热模拟压缩试验数据代入式 (1) , 得到方程中的系数a, b, c, d, 再将有关值代入式 (2) , 计算得到相应的m值, 然后把m值及材料变形中微观组织变化所消耗的能量 (J) 和所消耗的能量最大值 (J_max) 带入式 (3) , 求得能量耗散率 (η)

$η = \frac{J}{J_{\max}} = \frac{2 m}{m + 1} (3)$

得到不同变形温度和应变速率下, Ti555211钛合金的能量耗散率η, 再通过插值的方法可以得到某应变条件下的能量耗散图 (power dissipation map) 。

2 结果与讨论

图3是通过热模拟实验数据, 通过三次条函数拟合lgσ与lg $\dot{ε}$ 的关系, 按照式 (2) 计算应变速率敏感性指数m, 按照式 (3) 计算能量耗散率η值。再由温度和lg $\dot{ε}$ 所构成的平面内分别绘制出真应变为0.3, 0.6, 0.7时的功率耗散效率因子η的等值线图。图中的曲线为能量耗散效率的等值线, 数字为对应等值线的能量耗散率值。按照Prasad准则绘制Ti555211合金的热加工图时, 用式 (3) 来判断材料加工的失稳变形区。从而可以得到特定应变下的Prasad非稳态函数, 通过插值得到相应的Prasad非稳态图。

图3 基于Prasad准则Ti555211合金的热加工图

Fig.3 Processing maps for Ti555211 alloy at different strains based on Prasad criterion

(a) ε=0.3; (b) ε=0.6; (c) ε=0.7.The numbers representing percent efficiency of power dissipation.Shaded domains representing instability domains.Phase change temperature line (straight line) being about 880℃

由图3可以看出, 变形温度在875 ℃附近, 能量耗散等值线发生了较为明显的弯折, 说明发生了β相转变, 这与Ti555211合金相变点是基本吻合的, 因为通常认为钛合金在相变点附近是不适合加工成形的。不同应变下能量耗散图均显示两个能量耗散的峰值, 这两个峰值的变形温度和应变速率为800～850 ℃/0.001～0.010 s^-1 (峰值区Ⅰ, (α+β) 相区) ; 920～950 ℃/0.001～0.010 s^-1 (峰值区Ⅱ, β相区) , 能量耗散率均在50%～60%左右, 这说明在材料成形过程中, 输入的能量主要用于Ti555211合金微观组织的变化。随着变形温度的升高, 发生动态再结晶的临界变形量减小, 微观组织发生动态再结晶相区 (低于相变点875 ℃) , 能量耗散率随着变形温度的上升和应变速率的降低, 呈升高趋势。在应变速率持续下降时, 能量耗散率上升趋势向低应变速率转移, 最终稳定在应变速率在0.001～0.010 s^-1, 变形温度在820～850 ℃。但是在 (α+β) 相区, 能量耗散率较低的区域发生在左上角 (即低温高应变速率下) 。在β相区能量耗散率随着应变速率和应变的增加而增加, 最大的能量耗散率也是发生在应变速率在0.001～0.010 s^-1, 在β相区, 能量耗散率较低的区域发生在右上角 (即高温高应变速率下) 。从图3 (a, b) 和 (c) 可以看出, 应变对能量耗散率值几乎没有什么影响。有相关学者研究指出, Ti17 ^[20] , TC4 ^[21] , Ti-6Al-3Mo-2Zr-0.3Si ^[22] 等钛合金的热加工图也具有类似的低温低应变速率和高温低应变速率的双峰值区的特征。

图4 (a) 为800 ℃/0.001 s^-1下的金相组织照片。从图4 (a) 可以看出, 在800 ℃/0.001 s^-1的条件下, 由于随着变形温度升高, 明显增强了α相的界面扩散能力, 应变速率低, 变形时间长, 初生α相有充分的机会吞并附近较细次生α相, 促使初生α相晶粒长大, 在此变形过程中, 伴随着动态回复和动态再结晶, α相的含量在30%～40%左右, 是典型的双态组织, 该组织具有良好的室温塑性以及抗疲劳性能。随着变形温度上升到850℃时, 如图4 (b) 初生α相发生部分溶解, 晶粒尺寸有所减小。综上所述, 因此, 820～850 ℃/0.001～0.010 s^-1工艺条件是Ti555211合金在两相区的最佳变形温度, 这与能量耗散图的结果吻合良好。

从图4可以看出, 随着变形温度的继续上升, 提高了Ti555211合金发生α→β的相转变的能力, 使得初生α相发生溶解, 晶粒尺寸减小, 随着变形温度的进一步升高, 初生α相的体积分数减少的速度加快。所以, 当变形温度升高到一定程度时, α→β的相转变的因素起主要作用, 初生α相晶粒尺寸显著减小。当变形温度达到相变点以上, 这时α相已经完全溶解消失, 动态再结晶通常发生在低应变速率下, 图4 (c) 为950℃/0.001s^-1条件下的金相组织照片, 这是明显的动态再结晶的特征。

Prasad ^[18] 曾指出, 导致材料的动态再结晶随层错能的变化是由于位错形核率和晶界迁移率两个过程相互竞争的结果。由于低层错能的材料动态再结晶过程受到形核率所控制, 原因是由于低层错能的材料位错形核率较低, 因而能量耗散效率也较低; 然而对于高层错能材料来说, 位错形核率较高, 晶界迁移率成为发生动态再结晶的受制因素, 从而动态再结晶的耗散效率较高。一般来说, 材料出现动态再结晶的区域能量耗散效率约 30%～55%的区域, 发生条件随着层错能的高低变化而不一样, 对于低层错能材料发生动态再结晶其应变速率为0.100～1.000 s^-1, 最大耗散率30%～35%; 而对于高层错能材料来说, 其应变速率为0.001 s^-1, 最大耗散率50%～55%。因此, 在950 ℃/0.001 s^-1的工艺条件下, 材料的微观组织变化主要是以动态再结晶为主。这是因为在较低的应变速率下, 变形时间较长, 再结晶晶粒有足够的时间发生再结晶和存储能量, 这样有很多的再结晶晶粒沿着晶粒边界形成。再结晶过程通常在热变形过程中是对材料的成形是有益的, 因为它可以重组微观结构, 在真应力—应变曲线上表现为稳态流动。

图4 Ti555211合金不同变形温度下的显微组织

Fig.4 Microstructure of Ti555211 alloy at strain rate of 0.001s^-1and at different temperature

(a) 800℃; (b) 850℃; (c) 950℃

从图4中可以看出, 随着变形量的增加, 失稳区有向低应变速率区域扩展的趋势, 制定热加工工艺时应该避开该区域。图5是750 ℃/1.000 s^-1时Ti555211合金的微观结构的显微照片, 与低应变速率下变形试样的微观组织对比, 显微组织具有一定的趋向性即有一定的金属不均匀流动。一般来说, 局部塑性流动, 绝热剪切带和裂纹的萌生很可能在高应变率下发生。低应变速率、较低温度的两相区, η值为45%～57%, 此区域为热加工的安全区。

由于应变速率和变形温度的影响, 在材料内部中形成的绝热剪切带和严重的不均匀变形区是材料在使用过程中的薄弱环节, 材料的失效优先在绝热剪切带和严重的不均匀变形区内部由微孔洞形核、长大, 最终连接形成裂纹。但是在图5中没有发现微小的孔洞、微裂纹等现象, 这可能是相关工艺参数 (应变速率或者变形温度) 还未达到材料失效的条件。然而, 可以确定的是, 绝热剪切带的出现和严重的不均匀变形意味着材料的承载能力降低, 这可以被认为是材料失效的前兆。在热加工过程中, 变形温度的应变率得到合理控制。应避免在此加工区域变形。

图5 Ti555211合金在750 ℃/1.000 s-1下的显微组织

Fig.5 Microstructure of Ti555211 alloy at strain rate of 1.000 s^-1and 750 ℃

图6为应变速率在1.000 s^-1, 温度为 950 ℃变形条件下产生的微观剪切裂纹和剪切带。绝热剪切带的形成方向与压缩方向大致呈45°, 这与Seshacharyulu等 ^[23] 在研究Ti₆Al₄V合金时发现, 在高应变速率变形时容易发生流动失稳, 其中45°剪切开裂也是一种重要的表现形式是基本一致的。由于剪切带的形成消耗了大部分能量并将其转化为热能, 所以功率耗散率η值较低, 并在加工图上 (图3右上角) 出现最小值。

图6 Ti555211合金变形中的流动失稳

Fig.6 Microstructure of Ti555211 alloy at instability domain: bands of flow localization

3 结论

1. 通过动态材料模型的加工图理论来分析Ti555211合金高温变形行为, 能够直观的反映出在不同变形条件下的组织演变规律, 为该合金热加工工艺制定提供了有效的参考依据。

2. 采用Prasad塑性失稳准则建立Ti555211合金在不同应变下的热加工图, 加工图具有高的能量耗散率发生在0.001～0.010 s^-1的区域, 其极大值出现在 (峰值区Ⅰ) 应变速率在0.001～0.010 s^-1, 变形温度在820～850 ℃和 (峰值区Ⅱ) 应变速率在0.001～0.010 s^-1, 变形温度在约920～950 ℃; 结合微观分析, 在相变点以下加工时, 应该选峰值区Ⅰ的加工参数; 在相变点以上加工时, 选择峰值区Ⅱ的加工参数。

3. 当应变速率大于0.4 s^-1时, Ti555211合金容易发生失稳, 主要的表现形式是严重的不均匀变形和加工流线, 主要发生在高温高应变速率和低温高应变速率, 随着应变的增加, 塑形失稳区向着低应变速率的区域扩展, 因此在制定热加工时应该避免这一区域。