航空用TA15合金的热加工图

杨立新 张 旸 陈 雷 孙朝远 莫安军 郭晓敏 张启飞

(1.沈阳飞机工业(集团)有限公司，辽宁110034；2.海军驻沈阳地区航空军事代表室，辽宁110000；3.中国第二重型机械集团德阳万航模锻有限责任公司，四川618000；4.燕山大学机械工程学院，河北066004)

TA15钛合金是一种高铝当量的近α型钛合金，具有较高的比强度、抗蠕变性和耐腐蚀性以及良好的焊接性能，被广泛用于制造高性能飞机的重要构件[1-2]。用其制造的航空结构件主要通过热模锻成形，在其成形(变形)过程中，成形工艺参数如变形温度、压下速度以及压下量不仅决定了模锻件的成形载荷，而且也对其组织与性能产生明显的影响。TA15大型钛合金模锻件在锻造过程中由于其锻造窗口小，易出现组织不均匀、空洞、裂纹等缺陷[3]，因此获得TA15钛合金在变形过程中最佳工艺参数区间，是保证其制造的大型航空模锻件成形质量的关键。

热加工图是确定不同材料安全锻造加工的重要方法之一，通过热加工图可以有效的分析和预测不同变形条件下的变形机制与变形特点，并已经在高温合金、铝合金、钛合金等主要航空材料的热成形领域得到了广泛的应用[4]。本文通过进行TA15钛合金的高温压缩试验，对不同工艺参数下合金的流变应力进行了分析和计算，基于动态材料模型，建立了TA15钛合金的热加工图，同时揭示了不同变形条件下显微组织的演变规律，提出了TA15钛合金具有良好热加工工艺性能的变形参数区间，从而为制定合理的TA15钛合金热加工工艺、提高产品性能和质量提供重要依据。

1 实验材料与方法

实验材料为中国二重万航公司提供的TA15钛合金棒材，其名义成分为Ti6Al2Zr1Mo1V，合金的相变点约为995℃，其原始组织如图1所示。原始组织为钛合金典型的等轴组织，即由大量的初生等轴α相、次生粗片层α相以及残余β相组成。其中初生等轴α相尺寸约为18 μm，次生片层厚度约为2.2 μm。

在坯料棒材上切取∅10 mm×15 mm的热压缩用圆柱试样。热压缩试验在Gleeble-3800热/力模拟试验机上进行，试样以10℃/s的加热速度加热到变形温度，保温5 min后进行等温变形。变形温度为：850℃、900℃、930℃、960℃、980℃、1020℃、1040℃，应变速率为0.01 s-1、0.1 s-1、1s-1，压下量为60%。变形之后立即进行水淬。将压缩后的试样中间切开进行磨抛后，采用化学腐蚀法对变形试样进行腐蚀后观察心部组织，腐蚀剂为HF∶HNO3∶H2O=1∶6∶7的混合溶液。

图1 TA15钛合金原始组织Figure 1 Initial microstructure of TA15 titanium alloy

图2 不同变形条件下TA15钛合金应力-应变曲线Figure 2 Flow stress-strain curves of TA15 titanium alloy under different deformation conditions

2 实验结果与分析

2.1 流变曲线

TA15钛合金在不同热变形条件下典型的真实应力-真应变曲线如图2所示。由图2可知，变形初期合金的流变应力随应变量的增大而迅速增大，这是由于在此过程中合金发生了加工硬化。在相同应变速率下，随着温度升高变形抗力降低，应力“稳态平台”变长，即有助于加工硬化和动态软化达到平衡。在相同变形温度下，合金变形前的初始组织状态对流变应力存有明显影响。在双相区(850～980℃)变形时，合金的动态软化较明显，流变曲线呈典型的再结晶型曲线；且随着应变速率的降低，“稳态平台”变长。但在单相区(1020～1040℃)变形时，流变曲线呈典型的回复型曲线；流变应力在达到峰值应力后，没有发生明显的软化，始终保持加工硬化和动态软化的平衡。

2.2 热加工图

热加工图是基于动态材料模型建立的可揭示不同变形条件下(变形量、变形温度、应变速率)材料显微组织的演变规律，同时可对其可加工性进行评估。通过将建立的能量耗散率图和失稳图叠加可建立热加工图，其中，能量耗散效率和失稳参数可以由流变应力计算得到。

在动态材料模型[2]中，热加工材料被视为一个非线性的能量耗散体。根据耗散结构理论，输入系统的能量P，一部分为塑性变形所消耗的能量G，另一部分为材料变形过程中组织变化所消耗的能量J。两部分能量之间具有一定的比例关系，由材料的应变速率敏感因子m决定。由式(1)和流变应力计算得到能量耗散效率η。

(1)

m是材料的应变速率敏感因子。η是一个无量纲参数，其物理意义为用于组织变化能量的耗散效率，其取决于温度、应变和应变速率，该参数在某种程度上映射了在一定的变形温度和应变速率下材料显微组织的变化机制。

Prasad等[10]根据不可逆力学极值原理，得到大塑性变形时的材料流变连续失稳的判据：

表1 应变0.9时TA15合金不同热变形条件下应变速率敏感因子m和能量耗散效率ηTable 1 Strain rate sensitive factor m and energy dissipation efficiency η of TA15 alloy at various thermal deformation terms when strain is 0.9

图3 TA15钛合金不同应变下的热加工图Figure 3 Hot processing maps of TA15 titanium alloy at different strain

图4 TA15合金不同热变形参数下的金相显微组织Figure 4 Metallographic microstructures of TA15 alloy under different thermal deformation parameters

(2)

由图3可知，在双相区变形时，随着温度的升高，应变速率的降低，能量消耗效率η逐渐增加，且在940～970℃温度范围，应变速率为0.01 s-1时达到峰值，约为0.48。而在单相区变形时，在小应变(ε=0.1)下，变形温度越高，应变速率越高，η值越高(见图3a)。而在较大应变(ε=0.5、ε=0.9)下，随变形温度升高和应变速率的降低，η值增加(见图3b、图3c)。另一方面，在较小应变(ε=0.1)下，存在两个失稳区域，分别为：850～895℃，0.039～1 s-1区域；950～965℃，0.79～1 s-1区域，失稳区η值均在0.29以下(见图3a)。随着应变的增加(ε=0.5、ε=0.9)，在950～965℃范围内的失稳区消失，这主要与随着应变的增加，在双相区较高温度范围内的动态软化越来越充分，使得变形失稳现象得到改善，因此仅表现出在850～900℃、0.039～1 s-1范围内的失稳区。

2.3 显微组织分析

图4为TA15合金应变为0.9时不同热变形参数下的金相显微组织。由图4可知，在应变速率为1 s-1的变形条件下，850℃变形时，初生α相被沿着变形方向拉长或压扁(见图4a)；升高变形温度至930℃，大部分压扁的初生α相发生再结晶，演变成球状等轴晶粒(见图4b)；当变形温度为960℃时，球化的初生α相含量进一步增加，但仍有少部分变形的初生α相。可见，双相区变形时，在相同应变速率下，随着温度的升高，初生α相再结晶程度增加。这也是η值随温度增加而增加的主要原因。在双相区较低变形温度(850℃)下，与应变速率为1 s-1时相比，降低应变速率至0.01 s-1，球化后初生α相含量也增加(见图4d)；在960℃，0.01 s-1条件下变形，少见变形初生α相，基本都是等轴的α晶粒(见图4e)，说明该条件下初生α相的再结晶程度高，在热加工图中表现出了η峰值。当在单相区变形时，较慢的应变速率有助于β相的回复与再结晶，从图4f中可见，变形后β晶粒表现为等轴状，少见压扁的晶粒组织，说明其动态组织演变充分，但值得注意的是，在慢应变速率下，如果变形温度过高，将导致明显的晶粒粗化，而对合金的力学性能产生不利影响。

通常情况下，TA15钛合金航空模锻件在α+β双相区进行，结合热加工图与组织分析可知，该合金在940～970℃，0.01 s-1条件下变形时，具有良好的热加工工艺性能。

3 结论

(1)TA15钛合金在α+β双相区的流变曲线呈典型动态再结晶曲线，而在β单相区则表现出回复型曲线特征。提高变形温度，降低应变速率，有助于TA15钛合金的动态软化。

(2)建立了TA15钛合金的热加工图。在较小应变下，合金表现出两个失稳区：850～895℃、0.039～1 s-1和950～965℃、0.79～1 s-1。增加应变，有助于动态软化的发生，缩小变形失稳区。在较大应变(ε=0.9)下，能量耗散效率η在双相区940～970℃、0.01 s-1变形条件下时达到峰值，约为0.48，此时，合金初生α相发生了充分的动态再结晶；在β单相区，η随温度的升高以及应变速率的减低而增大。

(3)TA15钛合金模锻件在α+β双相区成形时，宜选择的热加工工艺条件为：940～970℃，0.01 s-1。