TB6鈦合金屬于近β型鈦合金, 因其良好的淬透性和強(qiáng)韌性匹配關(guān)系, 目前已廣泛用于航空航天領(lǐng)域[1], 成為大型中央件等直升機(jī)旋翼系統(tǒng)關(guān)鍵構(gòu)件的理想材料。 另一方面, 該合金屬于難變形金屬材料, 其組織與性能對(duì)熱變形過程的工藝參數(shù)非常敏感[2], 在鍛造廠實(shí)際生產(chǎn)中, 即使同一爐原材料采用相同工藝路線生產(chǎn)的鍛件, 也無法確保其組織和性能的穩(wěn)定性。 國內(nèi)研究人員向彪等[3]對(duì)TB6鈦合金某一工字型鍛件不同條件下的流變行為進(jìn)行了研究, 得出材料的安全變形參數(shù)區(qū)間為710~760 ℃和0.001~0.003s^-1。 歐陽德來[4]研究了鍛態(tài)TB6鈦合金β鍛造過程的再結(jié)晶行為, 構(gòu)建了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸演變模型,且具有較高的精度。 但上述研究均缺乏對(duì)TB6鈦合金兩相區(qū)變形時(shí)特定條件下材料再結(jié)晶行為(晶界組成、 分布等) 的研究。

本文以TB6鈦合金棒料為實(shí)驗(yàn)材料, 通過不同熱變形參數(shù)下的壓縮實(shí)驗(yàn), 研究TB6鈦合金熱變形行為及其組織演變規(guī)律, 從而初步得出TB6鈦合金的熱加工工藝窗口, 為后續(xù)鍛件有限元模擬及其實(shí)驗(yàn)建立基礎(chǔ)。

1、材料準(zhǔn)備與實(shí)驗(yàn)方案

1.1 TB6鈦合金相變點(diǎn)的確定

實(shí)驗(yàn)材料為西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司生產(chǎn)的TB6鈦合金棒料, 其尺寸約為Ф350 mm×18.5 mm,名義成分為Ti-10V-2Fe-3Al。 按GJB 2218A—2018[5]要求, 對(duì)爐號(hào)為586-212132 的該批棒材進(jìn)行檢驗(yàn),其化學(xué)成分結(jié)果見表1, 相關(guān)性能指標(biāo)見表2。

為保證試樣初始組織狀態(tài)具有一致性, 在棒狀坯料同心圓處沿軸向切取Ф8 mm×12 mm 的標(biāo)準(zhǔn)圓柱壓縮試樣。 隨后在熱模擬壓縮試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行壓縮實(shí)驗(yàn)。 由于鍛件是在兩相區(qū)溫度范圍內(nèi)鍛造成形, 因此, 在進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)前, 需確定TB6鈦合金材料的相變點(diǎn)以便制定熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)方案。

為獲取TB6鈦合金的相變點(diǎn), 經(jīng)查閱文獻(xiàn)[6]可知：該合金的相變點(diǎn)在790~820 ℃之間, 因合金成分略微不同, 相變點(diǎn)有所差異。 為此采用金相法來獲取相變點(diǎn), 首先分別在790、 800、 810 和820 ℃ 下對(duì)試樣進(jìn)行1 h 的固溶處理, 然后迅速將固溶后的試樣進(jìn)行水冷以獲取顯微組織。

圖1 為TB6鈦合金經(jīng)不同溫度固溶1 h 后水冷的顯微組織, 從圖1 中可以看出：不同固溶溫度下,TB6鈦合金組織形貌差異明顯。 仔細(xì)觀察可以發(fā)現(xiàn),固溶溫度由790 ℃升高至800 ℃時(shí), 初生α相的體積分?jǐn)?shù)不斷降低, 等軸初生α相消失或增大長寬比為條狀初生α相。 其主要原因?yàn)椋弘S著固溶溫度的升高, 溶質(zhì)原子擴(kuò)散速度加快, α圖片β相變?cè)黾?使得初生α相含量降低。 當(dāng)固溶溫度超過800 ℃時(shí), 基體β相中是彌散分布著的細(xì)小α相[7]。

圖1c 中, TB6鈦合金顯微組織由亞穩(wěn)β相、 少量初生α相和集中或靠近于β晶界的斜方針狀α″相組成[7]。 其原因在于：810 ℃固溶產(chǎn)生的β相在淬火快冷過程中, 高溫β相來不及析出α相, 因此,原始的β晶界隱約可見。 同時(shí), β相的晶體結(jié)構(gòu)不易被冷卻所抑制, 仍然發(fā)生了晶格轉(zhuǎn)變, β相由體心立方晶格轉(zhuǎn)變?yōu)榫哂忻芘帕浇Y(jié)構(gòu)的α″相[3]。 當(dāng)固溶溫度繼續(xù)升高至820 ℃時(shí), 如圖1d 所示, 可以觀察到微觀組織中僅有粗大的β相, α相已經(jīng)全部溶解, 由此說明820 ℃已經(jīng)超過了(α+β)圖片β相的轉(zhuǎn)變溫度。

綜上, 根據(jù)組織的不同特征和變化趨勢(shì)將該爐批TB6鈦合金的相變點(diǎn)確定為(810±5) ℃。

1.2 TB6鈦合金熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)方案

圖2為TB6鈦合金單軸試樣熱壓縮過程加熱規(guī)范。 為保證試樣均勻一致性, 加熱爐升溫速率設(shè)定為10 ℃·s^-1, 試樣隨爐升溫, 兩相區(qū)變形溫度分別為700、 730、 760 和790 ℃, 保溫時(shí)間為3 min,熱壓縮過程中的應(yīng)變速率分別為0.001、 0.01、 0.1和1s^-1, 試樣變形量為60%[3]。 采用惰性氣體(氦氣) 冷卻的方式快速“凍結(jié)” 不同熱變形條件下的高溫組織, 變形過程中應(yīng)用計(jì)算機(jī)采集試樣的真應(yīng)力-真應(yīng)變數(shù)據(jù), 得到相應(yīng)曲線[4]。

2、TB6鈦合金熱變形行為研究

在不同溫度下熱壓縮變形時(shí), TB6鈦合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖3 所示。 分析曲線可知：TB6鈦合金的流變應(yīng)力與變形溫度呈負(fù)相關(guān), 而與其應(yīng)變速率呈正相關(guān)。 同一變形溫度時(shí), TB6鈦合金流變應(yīng)力的峰值隨著應(yīng)變速率的增大而升高, 揭示了合金變形時(shí)延后發(fā)生的動(dòng)態(tài)軟化機(jī)制; 而同一應(yīng)變速率下, 變形溫度的提升可強(qiáng)化合金的動(dòng)態(tài)軟化效果。 另一方面, 變形溫度對(duì)流變應(yīng)力的影響程度與應(yīng)變速率的大小有關(guān), 隨著應(yīng)變速率的增大, 變形溫度對(duì)流變應(yīng)力的影響程度也越大[8]。

分析TB6鈦合金熱變形行為如下：合金中的β相在變形初期可抑制移動(dòng)位錯(cuò)的產(chǎn)生, 集中于晶界處的大量位錯(cuò)使得應(yīng)力在很小的應(yīng)變量(<0.05) 時(shí)即達(dá)到峰值, 隨著變形量的持續(xù)增大, 合金產(chǎn)生動(dòng)態(tài)回復(fù)及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶, 晶界處的堆積位錯(cuò)陸續(xù)移動(dòng), 并伴隨再結(jié)晶過程中新位錯(cuò)的產(chǎn)生, 使得移動(dòng)位錯(cuò)快速增加, 合金的應(yīng)力值迅速下降。 此外, 與其他應(yīng)變速率下情況不同的是, TB6鈦合金在應(yīng)變速率為0.1s^-1時(shí), 其應(yīng)變量達(dá)到0.15 前, 峰值應(yīng)力短時(shí)上升后下降, 這是由于較快的應(yīng)變速率增大了晶界處的位錯(cuò)密度, 提升了材料抗力。 而應(yīng)變速率增加至1s^-1 時(shí),外部施加的形變能增大, 合金位錯(cuò)能增加, 加速了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程和錯(cuò)移移動(dòng), 流變應(yīng)力減小[3]。

3、不同變形條件對(duì)TB6鈦合金微觀組織的影響

本節(jié)分析應(yīng)變速率(0.001、 0.01、 0.1 和1 s^-1)、變形溫度 (700、 730、 760 和790 ℃) 和變形量(20%、 40%和60%) 等不同變形條件對(duì)TB6鈦合金顯微組織的影響規(guī)律。

3.1 變形溫度的影響

圖4 展示了不同變形溫度下TB6鈦合金在應(yīng)變速率為0.1 s^-1、 等效應(yīng)變值達(dá)到0.9 后的金相顯微組織。 可以看到：變形溫度為700 ℃時(shí), 原始的α相在變形的作用下形貌發(fā)生改變, 呈長條狀; 變形溫度提高至730 ℃時(shí), 除存在少量長條狀α相外,大部分原始的α相呈現(xiàn)為等軸狀, 這是由于合金變形溫度升高而產(chǎn)生的再結(jié)晶球化作用; 變形溫度繼續(xù)提升至760 ℃時(shí), 合金的再結(jié)晶球化效果加強(qiáng),而等軸初生α相增多, 同時(shí)伴隨有條狀β相的彌散分布, 此時(shí)合金的α相和β相形貌不協(xié)調(diào), 不利于鍛件組織性能均勻; 當(dāng)變形溫度為790 ℃時(shí), β相繼續(xù)長大, 還出現(xiàn)了針狀斜方α″相, 主要集中分布在β晶界附近[3]。 綜上, 在應(yīng)變速率為0.1s^-1 時(shí),考慮α相和β相形貌之間的協(xié)調(diào)均勻性, 推薦變形溫度為700~760 ℃。

3.2 應(yīng)變速率的影響

圖5 展示了不同應(yīng)變速率下的TB6鈦合金在變形溫度為730 ℃、 等效應(yīng)變值達(dá)到0.9 后的金相顯微組織[9]。 由圖5 可以看出：相同變形溫度時(shí), 等軸初生α相的含量與應(yīng)變速率呈負(fù)相關(guān), 應(yīng)變速率越低則等軸初生α相的含量越多, 表明合金的軟化作用越強(qiáng)。這是因?yàn)椋寒?dāng)變形溫度不變時(shí), 應(yīng)變速率越小, 則α相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的時(shí)間變長, 在熱變形中積累的位錯(cuò)能可充分釋放, 使得變形抗力減小, 軟化作用增強(qiáng); 同時(shí), 在低應(yīng)變速率下, β相易于向α相轉(zhuǎn)變,導(dǎo)致α相含量增加。 對(duì)比分析不同應(yīng)變速率下α相的形貌可知, 長條狀初生α相含量隨應(yīng)變速率的升高而降低, 等軸α相含量隨應(yīng)變速率的升高而增加, 表明低應(yīng)變速率下TB6鈦合金的α相再結(jié)晶程度更高。綜上, 變形溫度為730 ℃時(shí), 考慮α相的再結(jié)晶程度及其形貌, 推薦其應(yīng)變速率為0.001~0.1 s^-1。

3.3 變形量的影響

圖6為TB6鈦合金在變形溫度為760 ℃、 應(yīng)變速率為0.1 s^-1 時(shí), 不同變形量下的金相顯微組織。從圖6 可以看到：在其他條件相同時(shí), 隨著變形量的增大, 再結(jié)晶的程度越大, 等軸初生α相的含量增加。 這是因?yàn)椋弘S著變形程度的增大, 變形儲(chǔ)能變大, 從而更有利于位錯(cuò)的增值及運(yùn)動(dòng), 因此, 材料內(nèi)部的位錯(cuò)密度變大, 更有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生; 隨著變形程度的增加, 變形過程的軟化作用增強(qiáng), 大部分長條狀初生α相晶粒因發(fā)生再結(jié)晶而球化, 變?yōu)榈容S狀晶粒。 另一方面, TB6鈦合金的性能對(duì)顯微組織的敏感度較高, 等軸初生α相對(duì)其塑性有利, 而長條狀初生α相則有利于其斷裂韌性[10]。 綜上, 針對(duì)實(shí)際鍛件研制時(shí), 考慮α相的再結(jié)晶程度和鍛件性能要求, 鍛造過程中應(yīng)合理設(shè)計(jì)合金的變形量, 以40%左右為宜, 可獲得綜合性能良好的TB6鈦合金鍛件。

4、一定變形條件下的再結(jié)晶行為

TB6鈦合金在變形溫度為760 ℃、 應(yīng)變速率為0.1 s^-1、 變形量為40%時(shí)的相圖如圖7a 所示, 其中,深色部分為β相基體, 淺色部分為α相, 其占比分別為82.9%和17.1%。 圖7b 為相應(yīng)的TB6鈦合金反極圖(Inverse Pole Figure, IPF), 由圖7b 可以看出, 該熱變形參數(shù)下, α相主要以等軸狀為主, 而基體β相中有條狀晶粒顯現(xiàn)。 從圖7c 中可以看出, 大、 中、 小3種角度晶界(其中, 大角度晶界的晶界角度θ>15°、 中角度晶界的晶界角度為2°<θ<15°、 小角度晶界的晶界角度θ<2°) 占比分別約為8.6%、 31.7%和59.8%, 同時(shí)可知, 此時(shí)α晶粒和β晶粒的晶界處易形成中角度晶界和大角度晶界[11], 相反, 小角度晶界主要是由于變形過程位錯(cuò)的累積存在于未再結(jié)晶的α相晶粒內(nèi)部。

圖8為變形溫度為760 ℃、 應(yīng)變速率為0.1 s^-1、變形量為40%時(shí)TB6鈦合金不同相的再結(jié)晶分布圖。 由圖8 可知, α相的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)約為14.8%, β相的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)約為4.99%。 由此可以看出：TB6鈦合金在熱變形過程中(變形溫度為760 ℃、 應(yīng)變速率為0.1s^-1), α相相對(duì)β相來說, 發(fā)生了更多的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶, 而β相主要以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主。 另一方面, 應(yīng)變速率為0.1s^-1 時(shí), 變形時(shí)間較短, 很多α相晶粒來不及發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶, 所以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)較小[12]。

圖9a 和圖9b 分別為α相、 β相的反極圖, 其中X0、 Y0、 Z0 分別為參考坐標(biāo)系的坐標(biāo)軸。 由圖9可以看出, TB6鈦合金在熱變形過程中(變形溫度為760 ℃、 應(yīng)變速率為0.1 s^-1、 變形量為40%) α晶粒和β晶粒在某些方向上均表現(xiàn)為較強(qiáng)的織構(gòu)。這是因?yàn)棣料鄬儆诿芘帕浇Y(jié)構(gòu)(Hexagonal Close Packed, HCP), β相屬于體心立方結(jié)構(gòu) (Body Centered Cubic, BCC)[13]。 而TB6鈦合金鍛件的織構(gòu)區(qū)域表現(xiàn)為不規(guī)則的塊狀。 α相在變形過程中可以分為硬取向和軟取向, 硬取向變形困難, 而軟取向的材料更易變形和后續(xù)球化。 其中軟取向是對(duì)應(yīng)的c 軸( [100] 方向) 與加載方向大約呈55°或接近于垂直加載的方向, 此時(shí)大量柱面和柱面滑移系開動(dòng), 積累了較多的變形能。 因此, 再結(jié)晶的球化也優(yōu)先于在滑移開動(dòng)的晶粒中, 最終形成晶粒的擇優(yōu)取向。

5、TB6鈦合金熱加工圖

本文以上述TB6鈦合金熱壓縮實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)為基礎(chǔ), 繪制了TB6鈦合金的熱加工圖, 對(duì)其功率耗散效率、 流變失穩(wěn)準(zhǔn)則進(jìn)行分析, 進(jìn)而可獲得TB6鈦合金熱加工的優(yōu)異工藝參數(shù)[14]。

圖10為基于動(dòng)態(tài)材料模型和能量耗散理論建立的TB6鈦合金在變形量為60%時(shí)疊加功率耗散圖與流變失穩(wěn)圖(圖10 中陰影部分) 后獲得的不同真實(shí)應(yīng)變 (0.1、 0.5 和0.9) 下的熱加工圖,其中, T 為變形溫度, 圖片 為應(yīng)變速率。 由圖10 可知：隨著變形溫度的增大、 應(yīng)變速率的降低, 能量耗散效率因子η 逐漸增大, 當(dāng)變形溫度為740~760 ℃、 應(yīng)變速率為0.00248~0.00674 s^-1 時(shí), 可得到相對(duì)較大的能量耗散效率, 為0.40~0.45。TB6鈦合金兩相區(qū)熱變形時(shí)的失穩(wěn)區(qū)主要集中在變形溫度為700~760 ℃、 應(yīng)變速率為0.01832~1 s^-1的區(qū)域。

由于熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)采用變速度的應(yīng)變速率, 該熱加工圖應(yīng)用于實(shí)際鍛件的塑性加工時(shí), 受限于大型設(shè)備使用環(huán)境, 對(duì)大型TB6鈦合金鍛件(有效厚度大于100 mm), 考慮其較快的應(yīng)變速率易導(dǎo)致合金流動(dòng)能力差、 內(nèi)部溫升加速等問題, 建議選用熱加工圖中的低應(yīng)變速率區(qū)域(0.02~0.05 s^-1)。

6、結(jié)論

(1) 當(dāng)TB6鈦合金的變形溫度為740~760 ℃、應(yīng)變速率為0.00248~0.00674 s^-1 時(shí), 可得到相對(duì)較大的能量耗散效率, 其值為0.40~0.45。 TB6鈦合金兩相區(qū)熱變形的失穩(wěn)區(qū)主要集中在變形溫度為700~760 ℃、 應(yīng)變速率為0.01832~1s^-1 的區(qū)域。

(2) 鍛造溫度以700~760 ℃為宜。 這是因?yàn)榭紤]到鍛造發(fā)生在兩相區(qū), 變形溫度過高會(huì)導(dǎo)致α相向β相轉(zhuǎn)變的數(shù)量增多, 當(dāng)變形溫度達(dá)到790 ℃時(shí), 部分β相呈現(xiàn)條棒狀形貌, 與等軸狀的α相形貌之間的協(xié)調(diào)性差, 不利于鍛件組織的均勻性。

(3) 鍛造的應(yīng)變速率范圍以0.001~0.1 s^-1 為宜。 當(dāng)變形溫度一定時(shí), 合金的流變應(yīng)力與應(yīng)變速率呈正相關(guān), 應(yīng)變速率的增加導(dǎo)致位錯(cuò)的纏繞、 塞積加劇, 延緩了動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)過程,這也促使流變應(yīng)力提高, 不利于鍛件的精確塑性成形; 同時(shí), 考慮到α相的再結(jié)晶程度及其形貌, 應(yīng)選擇應(yīng)變速率為0.001~0.1 s^-1。

(4) 鍛造的變形量以40%左右為宜。 隨著變形量的增大, 合金再結(jié)晶的程度越大, 長條狀初生α相等軸發(fā)生再結(jié)晶而球化轉(zhuǎn)變?yōu)槌跎料? 綜合考慮TB6鈦合金兩相區(qū)變形時(shí)鈦合金兩種形貌的α相含量對(duì)其綜合性能的影響, 鍛造變形量以40%左右為宜。

(5) 變形溫度為760 ℃、 應(yīng)變速率為0.1 s^-1 條件下, α相主要以等軸狀為主, 而β相中有條狀晶粒顯現(xiàn)。 此時(shí)大、 中、 小3 種角度晶界占比分別約為8.6%、 31.7%和59.8%, α晶粒和β晶粒的晶界處易形成中角度晶界和大角度晶界, 相反小角度晶界主要是由于變形過程位錯(cuò)的累積存在于未再結(jié)晶的α相晶粒內(nèi)部。

(6) 變形溫度為760 ℃、 應(yīng)變速率為0.1 s^-1 條件下, α相的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)約為14.8%, β相的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)約為4.99%。 相對(duì)β相而言, α相發(fā)生了更多的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶, β相主要以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主; 在熱變形過程中, α晶粒和β晶粒在某些方向上表現(xiàn)為較強(qiáng)的織構(gòu)。

文章引用：徐平安, 花魁, 郭楠等. TB6鈦合金兩相區(qū)變形行為及組織演變規(guī)律[J]. 鍛壓技術(shù), 2024, （10）