文章编号：1004-0609(2012)07-1914-07

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的高温塑性变形行为

李  超¹，张晓泳^{1, 2}，唐仁波³，周科朝¹

(1. 中南大学 粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083；2. 中南大学 冶金科学与工程学院，长沙 410083；

3. 湖南金天钛业科技有限公司，常德 410007)

摘 要：

在Gleeble-1500 热模拟机上对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金进行高温热压缩实验，研究该合金在变形温度为750~900 ℃、应变速率为0.001~1 s^-1 条件下的流变应力行为。利用光学显微镜分析合金在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明：合金的流变应力随着应变速率的增大和变形温度的降低而增大；流变应力随着应变的增加而增大，出现峰值后逐渐趋于平稳；变形过程中的流变应力可用Arrhenius双曲正弦本构关系来描述，平均变形激活能为454.2 kJ/mol；各种变形条件均可细化原始晶粒尺寸。随着温度的升高和应变速率的降低，合金的主要软化机制由动态回复逐渐变为动态再结晶；在(α+β)相区变形(750~850 ℃)时，α相对β晶粒的动态再结晶的发生起到阻碍作用。

关键词：

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金；热变形；流变应力；显微组织；

中图分类号：I46.2 　　     文献标志码：A

Plastic deformation behavior of

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy at high temperature

LI Chao¹, ZHANG Xiao-yong^{1, 2}, TANG Ren-bo³, ZHOU Ke-chao¹

(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;

2. School of Metallurgical Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;

3. Hunan Goldsky Titanium Industry Technology Co. Ltd., Changde 410007, China)

Abstract: The hot deformation behaviors of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy were studied by a Gleeble-1500 machine at 750-900 ℃ with the strain rate of 0.001-1 s^-1. The microstructural evolution of the alloy was investigated by optical microscopy. The results indicate that the flow stress of the alloy increases with increasing strain rate and decreasing deformation temperature. The flow stress increases with increasing strain until the stress reaches the peak value, then the flow stress remains constant. The flow stress in deformation can be described by Arrhenius hyperbolic sine constitutive equation, and the average activation energy is 454.2 kJ/mol. The original grain size can be refined under all deformation conditions. The main softening mechanism is changed from dynamic recovery to dynamic recrystallization with increasing the deformation temperature and decreasing the strain rate. In the (α+β) region (750-850 ℃), α phase can inhibit the dynamic recrystallization of β grains particles during deformation.

Key words: Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy; hot deformation; flow stress; microstructure

高强高韧近β钛合金具有比强度高、疲劳性能和断裂韧性等匹配性高等特点，且具有较宽的加工锻造窗口，适于加工大尺寸结构件，在制造大型运输机起落架等承力构件方面具有广泛的应用前景^[1-4]。1990年代初期，以Ti1023(Ti-10V-2Fe-3Al)等为代表的近  β钛合金锻件开始在B-777等机型上得到广泛应用^[5]，其中包括前起落架和襟翼滑轨在内的超过200个部件使用该材料，实现了显著的减重效果^[4-5]。近年来，Ti55511(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)和Ti5553(Ti-5Al-5Mo- 5V-3Cr)等合金得到了广泛关注。与应用较早的Ti1023合金相比，Ti55511和Ti5553易于熔炼铸造，且具有更优异的综合力学性能和淬透性，因此适合用于制作大尺寸的承力构件，受到广泛关注^[6-8]。

目前，关于Ti55511合金流变行为的研究主要集中在热加工工艺、组织-性能匹配及α相形貌演变方   面^[9-13]。Ti55511钛合金的变形主要集中在β相区和(α+β)相区，开坯变形温度集中在1 180~1 020 ℃，热模锻温度集中在750~900 ℃^[3-4]。于兰兰等^[11]采用热模拟实验方法研究Ti55511合金的热变形为与组织演变，结果表明Ti55511合金组织对温度敏感性较高，α相形貌控制主要在(α+β)两相区变形完成，且在变形程度为60%~90%之间存在着晶粒明显细化的临界变形量。沙爱学等^[12]采用热模锻方法研究Ti55511合金模锻件显微组织对拉伸、冲击、断裂韧性等力学性能的影响，研究发现，相变点附近变形时容易产生组织和性能的不均匀性，经β相区锻造后冷却形成的初始α相为片层状组织，(α+β)两相区变形可以获得较好的α相组织。

Ti55511合金复杂形状锻件、大规格棒材(d≥350 mm)、投影面积不低于0.5 m²的大中型锻件制备及工程化应用是国内外研究的重点^[3]。随着塑性成形技术的发展，物理模拟和数值模拟在金属塑性成形加工中的理论研究和生产实际作用已经显示出巨大的作用。通过实验的物理模拟，构建成型过程本构关系，获得反应材料热加工过程中流动应力与热力参数(如应变量、应变速率和变形温度)之间的关系，从而为后续数值模拟和设备吨位选择提供依据，以节约生产成本，提高研发效率。

国内外在Ti55511合金本构关系方面的研究鲜有报道。有鉴于此，本文作者在Gleeble-1500热模拟试验机上对Ti55511钛合金固溶态圆柱试样进行等温压缩，建立热变形本构方程，研究合金在热变形过程中的组织演化规律，为该合金锻造工艺制定和有限元模拟提供理论依据。

1  实验

本研究采用由湖南湘投金天钛业科技有限公司提供的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金锻棒，化学成分(质量分数，%)5.75Al、5.42Mo、4.48V、0.75Cr、1.2Fe，杂质总含量＜0.3，其余为Ti，相变点t_β=875 ℃。锻棒首先进行(900 ℃，2 h)均匀化退火，然后加工成d   8 mm×12 mm圆柱试样，最后将圆柱试样在Gleeble-1500热模拟试验机上进行等温压缩实验：压缩温度750~900 ℃(热模拟机升温速度5 ℃/s，压缩前保温   5 min)，应变速率0.001~1 s^-1，压缩变形量0.7(变形程度为50%)。在热模拟压缩过程中，采用氩气对压缩样品进行气氛保护；将钽片垫在压头和试样之间，以减少摩擦的影响；利用热模拟试验机的计算机系统自动采集压缩过程中应力、应变、温度等数据。压缩后的试样水淬至室温以保留高温变形组织，沿压缩方向切开后，制成金相试样，用1.5 mL HF + 3 mL HNO₃ + 100 mL H₂O腐蚀液腐蚀，采用XJP-6A型金相显微镜对试样进行金相组织分析。

2  结果与讨论

2.1  真应力—真应变曲线

图1所示为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金在不同压缩变形条件下的真应力—真应变曲线。从图1可以看出，在温度750~900 ℃、应变速率0.001~1 s^-1的变形条件下，合金呈现出一定的稳态流变特征，即在一定变形速率和变形温度下，当真应变超过一定值以后，真应变的增加对真应力的变化影响不大。

另外，在图1中还可以发现，同一应变速率条件下，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的流变应力首先随着应变的增加迅速升高，应变量进一步增加后，应力逐渐减小，直至达到稳定状态，而且稳态流变应力随着变形温度的升高而降低。在同一变形温度下，流变应力随着应变速率的增大而增大，说明在该实验条件下Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金具有正的应变速率敏感性，即应变速率越大，温度越低，合金达到稳态变形越困难，这与文献[14]报道的研究结果一致。另外合金的应力—应变曲线在各变形条件下均出现一定程度的下降现象，说明合金在热变形过程中发生了动态再结晶现象。

2.2  Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金本构方程的建立

合金热加工参数的制定都要参考本构关系，本构关系是合金塑性变形工艺制定和控制的基础。根据蔡一鸣等^[14]的研究，材料在高温塑性变形时，应变速率受热激活过程的控制，应力与应变速率之间的关系可用一项Z参数描述，即Zener-Hollomon温度补偿的  应变速率因子：

              (1)

式中：ΔH为激活焓；R为摩尔气体常数；T为热力学温度。

图1  Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金热压缩变形的真应力—真应变曲线

Fig. 1  True stress—strain curves of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy at different temperatures and strain rates: (a) 1 s^-1;   (b) 0.1 s^-1; (c) 0.01s^-1; (d) 0.001 s^-1

在低应力水平的条件下，稳态流变应力(σ)和应变速率之间的关系接近指数关系：

                                 (2)

在高应力水平下，稳态流变应力和应变速率之间的关系接近幂指数关系：

                                 (3)

合金高温塑性变形在所有应力水平下的流变应力、应变速率和温度之间满足双曲正弦关系^[15]：

                 (4)

式中：A₁、A₂、A、α、n₁、β和n分别为与温度无关的常数，且满足α=β/n₁的关系；Q为变形激活能，通常与激活焓ΔH相等，它反映了材料热变形的难易程度，也是材料在热变形过程中重要的力学性能参数。

结合式(1)和(4)，可得

                           (5)

分别对式(2)和(3)取对数，可知当温度一定时，n₁和β分别为ln—ln  σ和ln—σ曲线的斜率，采用一元线性回归处理，可得到ln—ln  σ和ln—σ的关系曲线(图2中给出的2种线性关系相关系数均大于0.98)。将图2中曲线进行一元线性回归得到不同温度下的斜率n₁和β，可算出不同温度下的参数α。

对式(4)两边对自然对数的偏微分可得到：

        (6)

式中：右边第1项代表ln—ln[sinh(ασ)]关系曲线的斜率；第2项代表ln[sinh(ασ)]—1/T关系曲线的斜率。将合金压缩变形时各变形条件下的峰值应力和不同温度下求得的α代入ln[sinh(ασ)]，对应相应的应变速率和温度，用线性回归绘制出ln—ln[sinh(ασ)]关系曲线(见图3(a))和ln[sinh(ασ)]—1/T关系曲线(见图3(b))。将所得斜率代入式(6)，可得到不同变形温度下的变形激活能，取其平均值Q=454.2 kJ/mol。

图2  应变速率与流变应力的关系

Fig. 2  Relationship between strain rate and flow stress: (a) ln—ln  σ; (b) ln—σ

图3  流变应力与应变速率、变形温度的关系

Fig. 3  Relationships among deformation temperature, flow stress (a) and strain rate (b)

对式(5)两边取对数可得

                       (7)

将所求的变形激活能、不同变形条件下的Z值、相对应的稳态流变应力σ和α一起代入式(7)，绘制出ln Z与ln[sinh(ασ)]之间的关系曲线，如图4所示。    可知温度补偿变形速率Z的自然对数和流变应力    σ的双曲正弦项的自然对数间满足线性关系，说    明包含Arrhenius项的Z参数可以用于描述Ti-5Al- 5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金高温压缩变形时的流变行为。对图4中数据进行一元线性回归分析，可求得A= 6.839×10¹⁹ s^-1.

综上所述，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金材料常数的求解结果：变形激活能Q=454.2 kJ/mol，应力指数n=3.726 48，应力水平参数α=5.528×10^-3 MPa^-1，结构因子A=6.839×10¹⁹ s^-1。将Q、α、n、A等材料参数值代入式(4)，得到Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金热变形压缩时的真应力—真应变本构关系方程为

6.839×10¹⁹[sinh(5.528×10^-3 σ)]^{3.726 48}·

exp[-454.2/(RT)]

图4  流变应力与Z参数的关系

Fig. 4  Relationship between Zener-Hollomon parameter and flow stress

2.3  热变形过程中的组织演化

图5所示为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金热变形前后的金相显微组织。可以发现，合金经(900 ℃，1 h)固溶处理后为单一β相组织(见图5(a))，但合金变形前组织中晶粒大小不均匀。经变形后合金组织均匀得到明显均匀化，并在各变形条件下均出现了新的动态再结晶晶粒(见图5(b)~(e))。当变形在(α+β)相区(750~850 ℃)进行时，合金析出α相，且随着变形温度的降低，α相含量逐渐增高(见图5(b)~(d))。在变形温度750 ℃、应变速率1 s^-1的合金组织中出现了大量粗大的位错缠结胞状组织，动态再结晶发生程度较低(见图5(f))。从合金显微组织的演变过程可知，随着变形温度的升高和应变速率的减小，合金发生了由动态回复向动态再结晶转变的过程。

2.4  讨论

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金在β相区和(α+β) 相区变形时，各变形条件下均存在着加工硬化和动态软化两个过程(见图1)。随着热变形温度升高和应变速率减小合金中的组织演变由动态回复向动态再结晶转变(见图5)，流变应力也降低(见图1)，这种组织演变规律与流变行为特征相符。在变形初期，流变应力迅速增大，合金变形表现为加工硬化。加工硬化主要是在高温变形时，β晶粒内部的变形主要通过位错滑移来进行，由于受到热激活的作用，有大量位错源开动，位错密度迅速增加，位错之间发生相互交割，以致许多位错被钉扎住而滑移困难，形成位错网络。动态软化则是使位错密度降低和位错重新排列形成低能量状态的组织，合金在热变形过程中，主要的软化机制为动态回复和动态再结晶过程。流变应力达到峰值后，在高应变速率变形时逐渐趋于稳定，此时，合金变形的实质是位错增殖和位错间由于相互作用而引起的相互销毁和重组之间达到动态平衡，加工硬化和动态软化达到平衡；在低应变速率变形时，流变应力逐渐降低，主要由于变形速率较慢，相互销毁和重组位错的速度比增殖位错的速度快，加之动态再结晶晶粒长大使动态软化强于加工硬化。变形温度升高和应变速率减小(即热变形时间的延长)均有利于合金中位错的运动。热变形温度越高和应变速率越小，位错之间相互抵消和重组越彻底和完善，越有利于亚晶尺寸增大，导致合金的动态再结晶程度增大，而且热变形温度升高和应变速率减小到一定程度时，合金的主要软化机制也由动态回复转变为动态再结晶^[16]。此外，在相同应变速率下，变形温度升高，金属原子热振动的振幅越大，原子间的相互作用力减弱，位错滑移阻力减小，因而不断产生新的滑移，使得变形抗力降低；而在相同变形温度下，应变速率减小，塑性变形时单位应变的变形时间增大，导致合金中产生的位错数量减少。这些因素的综合作用使金属的临界切应力下降，导致合金的流变应力减小^[17]。

图5  Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金热变形前后的金相显微组织

Fig. 5  Optical microstructures of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy before and after hot deformation: (a) Before hot deformation; (b) 900 ℃, 1 s^-1; (c) 850 ℃, 0.01 s^-1; (d) 800 ℃, 0.1 s^-1; (e), (f) 750 ℃, 0.1 s^-1

近β钛合金Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe在β转变温度T_β以下会析出针状α相，在变形过程中位错滑移阻力增大除受到温度和应变速率影响之外，α相的析出与分布在一定程度上对位错运动也起了阻碍作用。根据陈慧琴等^[18]对TC11合金的研究，位错从β相运动至α相时，通过滑移和攀移机制的回复在α片内形成规则排列的亚晶界，这种位错的运动引起的位错切割、扩散或绕过α相的现象，会对位错起到钉扎、固定作用，降低滑移系的移动概率。α相析出成为引起流变应力在低温(750~800 ℃)变形时，峰值应力过高的重要原因之一。

3  结论

1) Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的流变应力在变形初期随着应变的增加而迅速增大；在相同应变速率的条件下，合金的流变应力随变形温度升高而减小；在相同变形温度的条件下，合金的流变应力随应变速率的增大而增大。

2) 用线性回归方法可求得Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr- 1Fe钛合金高温变形的4个特征常数：结构因子 A=6.839×10¹⁹ s^-1，应力水平参数α=5.528×10^-3 MPa^-1，应力指数n=3.726 48，变形激活能Q=454.2 kJ/mol，并且该合金的流变应力满足以下本构方程

6.839×10¹⁹[sinh(5.528×10^-3 σ)]^{3.726 48}·

exp[-454.2/(RT)]

3) 随着热变形温度升高和应变速率减小，Ti-5Al- 5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金的主要软化机制由动态回复向动态再结晶转变，热变形后的金相组织由被拉长破碎的β相和晶内析出的α相组成。

4) 在(α+β)相区(750~850 ℃)变形时，α相析出量随变形温度的降低逐步提高，α相析出对再结晶起到一定阻碍作用。

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(编辑 何学锋)

基金项目：国家自然科学基金委员会创新研究群体科学基金资助项目(51021063)；湖南省科技重大专项资助项目(2010F51004)；中南大学前沿研究计划资助项目(2009QZZD007)；中南大学2009年博士后基金资助项目

收稿日期：2011-06-23；修订日期：2011-11-10

通信作者：张晓泳，讲师，博士；电话：0731-88830464；E-mail：zhangxiaoyong@mail.csu.edu.cn

摘  要：在Gleeble-1500 热模拟机上对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金进行高温热压缩实验，研究该合金在变形温度为750~900 ℃、应变速率为0.001~1 s^-1 条件下的流变应力行为。利用光学显微镜分析合金在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明：合金的流变应力随着应变速率的增大和变形温度的降低而增大；流变应力随着应变的增加而增大，出现峰值后逐渐趋于平稳；变形过程中的流变应力可用Arrhenius双曲正弦本构关系来描述，平均变形激活能为454.2 kJ/mol；各种变形条件均可细化原始晶粒尺寸。随着温度的升高和应变速率的降低，合金的主要软化机制由动态回复逐渐变为动态再结晶；在(α+β)相区变形(750~850 ℃)时，α相对β晶粒的动态再结晶的发生起到阻碍作用。