TA15钛合金高温压缩变形行为与组织研究

李成铭， 李 萍， 赵 蒙， 薛克敏

(合肥工业大学 材料科学与工程学院，合肥230009)

钛具有储氢、超导、耐蚀、重量轻、形状记忆、超弹和高阻尼等特殊功能，是新型功能材料和重要的生物材料。目前钛合金在单相区的变形机制和微观组织演变规律方面的研究较成熟，但就目前复杂变形工艺和双相组织变形过程的研究成果多数还处于定性的研究阶段［1］。因此，进一步研究钛合金热变形机制及微观组织演变规律对于优化钛合金热加工工艺参数、预测和控制钛合金热加工组织、提高钛合金产品性能具有重要意义，这方面的研究一直是国内外学者研究的重点［2～8］。

TA15 钛合金具有高比强度、抗蠕变性和耐腐蚀性及良好的焊接性能，在航空领域应用广泛，如飞机格框、机匣等［9～11］。为了保证零件的性能，需要严格制定热成形工艺方案以控制变形过程的组织演变，获得理想的性能。变形量、温度和应变速率对微观组织演变过程有显著影响［12～15］，因此，本工作探究了TA15 钛合金在高温下变形过程中应力-应变特点和组织演化的规律，并研究了变形量、温度和应变速率对TA15 钛合金高温变形行为的影响。

1 实验

本工作采用热模拟实验和观测方法，分析TA15钛合金在不同热工艺参数下的流动应力-应变曲线和组织演变规律。

TA15 是一种高Al 当量近α 钛合金，其名义化学成分(质量分数/%)为Al 6.96，V 2.31，Zn 2，Mo 1.7，其余是Ti。实验试样尺寸为φ10mm×15mm 的圆柱体，实验材料经差热分析法(DSC)测定(α +β)/β 相变点在970 ～980℃之间。在Gleeble-3500实验机上进行等温压缩实验，试样升温速率为10℃/s，热加工参数为:应变速率0.01 ～1s－1;变形量40%和60%;变形温度900 ～1050℃。在1000℃以下进行压缩实验前要保温3min，因为钛合金的导热性较差，在1000℃以上变形前保温1min 以防止晶粒过度长大，变形过程采用B 型热电偶对温度进行实时测量以保证试样温度能够准确反馈并对其进行有效控制。在变形后立即喷雾水淬以保持高温变形时的组织形态。变形试样沿轴线切开，制样后在4XB-TV 型倒置金相显微镜上观察变形区变形后组织，再对试样采用电解抛光处理后进行EBSD 测试。

2 结果与分析

2.1 流变应力行为分析

对等温热压缩实验获得的TA15 钛合金在不同工艺参数下的真应力-真应变曲线进行摩擦修正［16，17］，如图1 所示。可以看出:(1)随应变量增加流动应力迅速上升，有明显加工硬化，流动应力出现峰值之后开始下降并趋于稳定流变状态，软化作用与加工硬化趋于平衡，真应力-真应变曲线在达到一定临界应变时有翘曲现象，温度越低翘曲显现越明显;(2)其他变形条件相同时，稳态流动应力和峰值流动应力都随变形温度升高而降低，且降低幅度逐渐减小，随温度升高，同一温度下峰值流动应力与稳态流动应力的差值逐渐减小，并逐渐趋向于0;(3)在变形温度一定时，流动应力随应变速率升高而升高。

图1 通过热模拟实验获得TA15 钛合金在不同热变形参数下应力-应变曲线Fig.1 True stress-strain curves of TA15 titanium alloy obtained by heat physical simulation(a)0.01s －1;(b)0.1s －1;(c)1s －1

材料在热加工过程中组织会经历一系列动态软化行为，例如动态回复、动态再结晶等。组织演变的过程直接影响宏观流动应力的变化。由图1 可知，在应变速率为0.01s－1和0.1s－1变形条件下，流动应力会出现明显的单峰值。这表明在此变形条件下，TA15 钛合金组织发生了动态再结晶行为，呈现出典型的单峰型动态再结晶应力-应变曲线特征。在应变达到一定临界值时应力的上升可能是压缩变形时试样端面变形加大了端部摩擦力对载荷的贡献，所以其受温度影响较大，温度越低上升幅度越大，本实验已对其实验结果进行摩擦修正，故最直接的原因可能是由于再结晶新晶粒细化和晶粒内位错累积提高了流动应力。不同温度下流动应力-应变曲线的差异是因为其不同的软化机制，随温度的升高其动态再结晶行为减弱，这是由于在1000℃以上变形时，变形温度已经高于TA15 钛合金的(α +β)/β 相变点，β 相是体心立方结构(bcc)，具有较高层错能，层错能的高低是决定动态回复进行的充分与否关键因素，在高层错能、多滑移系状态下，TA15 钛合金动态回复机制软化行为加强，动态再结晶行为受到一定抑制。随应变速率升高和变形温度降低TA15钛合金流动应力升高明显。这是由于变形速率增大，变形时间缩短，位错密度显著增大，同时其软化机制减弱，加工硬化作用明显;变形温度降低，对材料的热激活作用减弱，同时动态回复和动态再结晶行为减弱。高温低速更有利于TA15 钛合金的变形。

2.2 组织演变分析

图2 为在不同热变形参数下TA15 钛合金热变形组织。从图2a 可以看出，原始组织由等轴α 相和少量针片状β 相构成。

图2 不同热变形条件下TA15 微观组织(ε=40%)Fig.2 Microstructures of TA15 hot deformation under different conditions (a)initial microstructure;(b)950℃，0.1 s －1;(c)1050℃，0.1 s －1;(d)1050℃，0.01 s －1

图3 不同变形温度下的晶粒取向差分布Fig.3 Distribution of misorientation angles of grains at different temperatures(a)950℃;(b)1050℃

图2b 所示，在950℃热压缩变形后的组织中，β相的含量增多，呈针状，初生等轴α 相有所长大，少量呈长条状，数量减少。在相变点以上变形后，若温度升高，β 相晶粒变得粗大，出现边界平直的亚晶，β相通过多边形化使晶粒组织保持等轴状，边界处有非常少的再结晶晶粒，如图2c，d 所示。不同角度晶界的分布情况表征了动态再结晶形核及长大进行的程度，因此，由晶粒取向差分布(见图3)可以看出，其他条件一定在相变点以上温度下变形时，小角晶界的比例稍有增加，这反映出在β 相区bcc 结构下热变形，内部软化机制主要为动态回复，这与热模拟实验应力-应变曲线所反应的结果相一致。图4 所示为TA15 在变形量为ε = 60% (˙ε = 1 s－1，T =1000℃)下的组织形貌。由图可知，在此变形量下，组织细化，有球化趋势，这可能是片层组织的剪切，该过程与应变有关，应变足够大时，过程进行得较完全［1］，形成细晶强化组织，故其可能是达到一定应变量时应力上升的重要原因。

图4 TA15 钛合金在变形量为60%(˙ε=1s－1，T=1000 ℃)下的组织形貌Fig.5 Microstructures of TA15 at 60% hot deformation(˙ε=1s －1，T=1000 ℃)

2.3 织构分析

织构同材料的化学成分和微观组织一样，是预测和控制材料性能及变形行为的因素之一。图5 所示为TA15 合金在不同工艺参数下晶粒取向分布。由图5a(˙ε =0.01s－1，T=950℃)可以看出，无论是α 相还是β 相晶粒表现出较强取向为〈100〉∥压缩轴的再结晶织构，〈100〉在扫描区分布率较高，但是随着变形温度升高为1050℃，如图5b(˙ε=0.01s－1，T=1050℃)所示，取向〈100〉∥压缩轴的织构强度有所减弱，各取向分布较均匀，所以在β 相区进行热变形是一个可以有效改善材料各向同性性能的方法。图5c(˙ε =1s－1，T =950℃)所示，当应变速率由0.01s－1提高到1s－1时，〈100〉∥压缩轴的织构取向仍强于其他取向，但是在扫描区内分布率减少，织构偏向于平行横向，如图6 不同晶面极图所示。分析认为，在β 相区变形，由于软化机制中动态再结晶程度有所下降，动态回复机制增强，组织中存在部分形变晶粒和回复长大晶粒，由再结晶生成的〈100〉∥压缩轴织构取向晶粒有所减少;在应变速率为1s－1时，晶粒取向性有所加强是由于变形时间的缩短致使形变织构加强。

3 结论

(1)TA15 钛合金在高温变形时，应变速率、变形温度和变形量都对其流变现象和组织形态存在影响。材料的流动应力随着应变速率提高而增大，随变形温度升高而降低。

(2)相变点以下，初生等轴α 相有所长大，少量呈长条状，β 相的含量增多，呈针状;相变点以上，β相晶粒变得粗大，出现边界平直的亚晶，β 相通过多 边形化使晶粒组织保持等轴状。

图5 TA15 合金在不同工艺参数下组织分布反极图Fig.5 Inverse pole figures of microstructures of TA15 hot deformation under different conditions(a)950℃，0.01s －1;(b)1050℃，0.01s －1;(c)950℃，1s －1

图6 在=1s－1，ε=60%，T=950℃条件下形变组织的极图Fig.6 Pole figures of microstructure of TA15 titanium alloy:=1s －1，ε=60%，T=950℃

(3)在高温热变形过程中，TA15 在﹙ α +β ﹚两相区的软化机制主要是动态再结晶，在β 相区的软化机制主要是动态回复。

(4)相变点以下低应变速率下获得再结晶织构，相变点以上高应变速率下得到形变织构。

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