高氧TC4钛合金β相区变形行为研究

2019-01-04贾蔚菊索军刚侯红苗张永强赵恒章

钛工业进展 2018年5期

贾蔚菊，索军刚，侯红苗，张永强，赵恒章，郭萍，潘浩

(1.西北有色金属研究院，陕西西安 710016)(2. 宝鸡石油钢管有限责任公司西安石油专用管分公司，陕西西安 710200)

0 引言

钛合金因其比强度高、耐腐蚀性优异等特性，成为航空航天飞行器的关键结构材料。随着飞机制造业的发展，飞机性能不断提高，机体结构的用钛量呈增逐年增加趋势。目前最具代表性的四代战机F-22的用钛量达到结构重量的41%，波音787客机的用钛量也达到了结构重量的15%[1]。以TC4钛合金为代表的结构钛合金以其良好的室温/高温强度、蠕变抗力、热稳定性、疲劳性能、断裂韧性和抗应力腐蚀性能，成为目前国内外航空制造领域中应用最为成熟和使用量最大的钛合金[2]。为了进一步挖掘TC4钛合金的应用潜力，美、俄等国对其进行了成分改进，设计出了TC4ELI钛合金。该合金是第一种获得大量应用的损伤容限型钛合金，F-22战机用钛合金结构件中73%为TC4ELI钛合金[3]。TC4ELI钛合金具有优异的断裂韧性和高温性能，但其强度明显低于传统TC4钛合金。为此，基于TC4这种应用最为成熟的钛合金，各国均在开展进一步的性能优化研究。研究主要集中在2个方面，一方面是通过合金成分调整来提高性能，另一方面是通过控制热机械变形过程来控制微观组织状态以达到调整力学性能的目的。研究表明，间隙式固溶元素O在钛基体中与“位错”产生弹性交互作用，形成“柯氏气团”和“snock”气团，对位错的运动起阻碍和钉扎作用，对钛基体产生强化效应。另外，置换式固溶元素Al、Fe等的添加，破坏了钛晶格结点上原子的引力平衡，使其偏离原平衡位置，造成晶格畸变，由此产生强化效应。但固溶元素含量过大时会有损合金塑性，因此需要严格控制其含量[4-5]。

针对TC4钛合金热变形行为的研究较多，王清等[6]研究了TC4钛合金在600～900 ℃的热变形行为，结果发现合金在不同温度区间变形的主导软化机制是不同的。曲银化等[7]研究了TC4钛合金在850～1 050 ℃的变形行为并获得了合金的流变应力方程。Seshacharyulu等[8]研究了具有两相组织的TC4钛合金的热变形行为。Shibaygan等[9]研究了Ti-6Al-4V-0.1B合金的热变形行为，发现B元素的加入对Ti-6Al-4V合金的热变形行为产生显著影响，主要原因归结为B元素加入引起的晶粒细化及TiB颗粒的形成。张伟福等[10]研究了置氢TC4钛合金的热压缩变形行为，研究表明置氢可以显著降低TC4钛合金的流动应力。上述研究主要关注于TC4钛合金的热变形行为及组织演变规律，以及其他添加元素对其变形行为的影响。然而关于合金成分调整对TC4钛合金热变形行为影响的研究鲜有报道。本研究在传统TC4钛合金成分基础上，提高合金中Al、Fe元素含量至上线，增加合金中O元素含量，获得高氧TC4钛合金以达到从成分上来优化合金性能的目的，通过研究这种高氧TC4钛合金在β相区的热变形行为及变形机制，探索该合金在相变点以上成形的可行性及与传统TC4钛合金的异同，为挖掘传统TC4钛合金性能潜力提供理论基础及指导。

1 实验

采用真空自耗熔炼制备高O含量的TC4钛合金铸锭，其化学成分如表1所示。铸锭经单相区开坯锻造及两相区多火次锻造后获得φ230 mm的棒材，其锻态组织均为α+β两相组织，其中α相含量约为80%～90%，有岛状的长条α相，也有等轴α相，如图1所示。金相法测得该合金的相变点为986 ℃。经过成分调整后，TC4钛合金的拉伸性能大幅提高，远高于GJB 2218A—2008中的性能指标，获得强度和塑性的良好匹配。表2为高氧TC4钛合金棒材的室温拉伸性能。

表1高氧TC4钛合金铸锭的化学成分(w/%)

Table 1 Chemical composition of high-oxygen TC4 titanium alloy ingot

图1 锻态TC4钛合金棒材的微观组织Fig.1 As-forged microstructure of high-oxygen TC4 titanium alloy bar

Table 2 Room-temperature tensile properties of high-oxygen TC4 titanium alloy bar

从退火态TC4钛合金棒材上切取热模拟压缩试样，试样尺寸为φ10 mm×15 mm。在Gleeble-3800试验机上进行热模拟压缩试验，试验温度范围为990～1 030 ℃，每个温度间隔20 ℃，应变速率范围为0.01～1 s-1。压缩试验前将热电偶焊接在试样外表面的中间部位，用来测试试样的温度。试样以5 ℃/s的加热速度加热到变形温度，保温5 min后开始压缩变形，变形量为60%。为观察试样变形前的组织状态，每个测试温度下取1个试样加热到测试温度后直接空冷。为了减少变形过程中试样端面与砧头的摩擦，在试样端面涂上一层石墨粉，并在试样端面与砧头之间垫上钽片。变形后的试样沿与压缩轴平行的方向剖开用于显微组织观察。

2 结果与分析

2.1 应力-应变曲线特征

流动应力-应变曲线反映了流动应力与变形条件之间的内在联系，同时也是材料内部组织变化的宏观表现。图2为高氧TC4钛合金在β单相区990～1 030 ℃范围内的应力-应变曲线。由图2可见，在不同试验温度下，应力-应变曲线表现出相似的变化规律。流动应力随着应变速率的增大和温度的降低而升高。在应变速率为0.01 s-1时，流动应力很快达到峰值，然后出现一个应力平台直到应变达到0.2时曲线开始出现软化现象，应变达到0.6时基本达到稳态，说明β单相区的组织基本达到稳定状态。当应变速率为0.1 s-1时，变形开始阶段随着应变的增加，流动应力增加，说明在开始阶段材料发生了硬化，应变达到0.2附近时流动应力达到峰值，随着应变的增加材料发生软化。这种软化现象通常是绝热温升、动态再结晶或动态回复综合作用的结果。在应变速率为1.0 s-1时，材料一开始表现出硬化现象，然后随着应变的增加，流动应力基本保持在一个水平上，但曲线表现出明显的震荡。这种震荡现象在两相TC4钛合金、Ti6242合金及IMI834合金中均有报道[11-13]。这些报道中指出，动态再结晶、应变时效或局部流变是导致流动应力震荡的原因。具体原因需结合显微组织特征来进一步确定。

图2 高氧TC4钛合金在不同温度下的热压缩流动应力-应变曲线Fig.2 Flow stress-strain curves of the isothermal compression of high-oxygen TC4 titanium alloy at different temperatures：(a)990 ℃；(b) 1 010 ℃；(c) 1 030 ℃

2.2 高氧TC4钛合金本构方程

(1)

低应力区(ασ<0.8时)：

(2)

高应力区(ασ>1.2时)：

(3)

整个应力范围(双曲正弦方程)：

(4)

式中，A1、A2、A、n1、n、α、β均为与温度无关的常数，A为结构因子(s-1)，n为加工硬化指数，α、β和n之间满足α=β/n1；流动应力σ可以是峰值应力，也可以是稳态流动应力或是指定应变量所对应的流动应力。

Zener和Hollomon在1944年提出并验证了应变速率和温度的关系可用一项参数Z来表示[15]：

(5)

式中，Z为Zener-Hollomon参数，是温度补偿的变形速率因子。变形激活能Q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，其值通常与激活焓ΔH相等。Z和σ之间符合以下关系式：

Z=A[sinh(ασ)]n

(6)

如果A、Q、n和α等材料常数的值已知，就可以求出该材料在任意变形条件下的流动应力值。

对式(2)和式(3)两边分别取对数得到：

(7)

(8)

图3 不同变形温度下和关系曲线Fig.3 Relation curves of and at different deformation temperatures

将式(5)代入式(6)中，再对其两边求自然对数可以得到：

(9)

将不同变形条件下的应力值代入(9)式，以1/T和ln[sinh(ασ)]为坐标作图，进行线性回归，结果如图4所示。由图4可知，σ与T较好地符合式(9)的线性关系，说明TC4钛合金高温变形时流动应力与变形温度之间符合Arrhenius关系。这种关系说明TC4钛合金热压缩变形是受热激活控制的。

在一定的应变和应变速率下对式(4)求导得：

(10)

由式(10)可知，当Q与温度无关时，ln[sinh(ασ)]与1/T成线性关系。式中的n2和n3值可分别求得，然后代入式(10)中求得TC4钛合金在β单相区的变形激活能Q为141 kJ/mol。

图4 不同应变速率下的ln[sinh (ασ)]-1/T关系曲线Fig.4 Relation curves of ln[sinh (ασ)]-1/T for various strain rate

对式(6)两边求对数得：

lnZ=lnA+nln[sinh(ασ)]

(11)

将Q值和变形条件代入式(6)后求出Z值，以ln[sinh(ασ)]和lnZ为坐标作图，并进行线性回归，结果如图5所示。由图5可求得应力指数n为3.07，lnA为10.47。将求得的各材料参数值代入式(4)，得到TC4钛合金高温本构方程：

由图5可见，ln[sinh(ασ)]和lnZ经线性回归后，其线性相关系数为0.99，表明选用双曲正弦模型来描述TC4钛合金的高温变形行为是适用的。

图5 流动应力与Z参数的双对数关系曲线Fig.5 Relation curve of lnZ-ln[sinh(ασ)]

2.3 微观组织特征

钛合金最终的微观组织结构不仅与其初始组织状态有关，还与其热加工过程有关。为了有效的分析热变形工艺参数对合金组织的影响，在每个测试温度下加热一个试样，保温一定时间后直接空冷，获得变形前试样的微观组织结构，如图6所示。由图6可见，所有变形前组织均为包含条状α相的β转变组织结构。由此可推断，在高温加热后变形前，组织由β单相构成，试样在高温冷却过程中组织内析出了条状α相。在990～1 030 ℃温度下，原始β晶粒大小约为250～255 μm，见表3。可见，在相变点以上温度加热，β晶粒尺寸对加热温度不敏感。

图6 高氧TC4钛合金经不同温度加热后的微观组织Fig.6 Microstructures of high-oxygen TC4 titanium alloy after heated at different temperatures：(a)990 ℃；(b)1 010 ℃；(c)1 030 ℃

Table 3 Prior-β grain size of high-oxygen TC4 titanium alloy after heated at different temperatures

图7为高氧TC4钛合金在1 030 ℃以不同应变速率压缩后的微观组织。由图7可以看出，应变速率对原始β晶粒的形貌有很大的影响。应变速率为0.01 s-1，原始β晶界发生弯折，在原始β晶界上观察到了动态再结晶晶粒。随着应变速率的提高，原始β晶粒沿着与压缩方向垂直的方向被拉长拉扁，这是典型的回复结构。特别在应变速率为1 s-1时，原始β晶粒沿与压缩方向垂直的方向被拉长为扁平状，晶界呈锯齿状，且在晶界上分布了一些细小的再结晶晶粒。对比图7a、7c可见，随着应变速率的增加，再结晶晶粒的数量减少，晶粒尺寸减小。这是由于动态再结晶过程是一个形核和长大的过程。当应变速率较低时，动态再结晶晶粒有足够的时间形核，长大。而应变速率越高，晶粒内部发生动态再结晶的驱动力越大，单位时间内动态再结晶形核速率越快，并且在较大应变速率下变形至相同应变量所需要的时间较短，从而使得新形成的动态再结晶晶粒难以长大而更为细小。Ding[16]和Wanjara[17]分别在Ti-6Al-4V和IMI834钛合金中也观察到了同样的现象。

图7 高氧TC4钛合金在1 030 ℃以不同应变速率压缩后的微观组织Fig.7 Microstructures of high-oxygen TC4 alloy compressed by different strain rates at 1 030 ℃：(a) 0.01 s-1；(b) 0.1 s-1；(c)1 s-1

高氧TC4钛合金中的再结晶程度非常有限，这主要是因为在单相区变形，β相的自扩散能力很强，位错易于运动，通过动态回复降低了晶粒内部存储的畸变能，而使得晶粒内部没有足够的位错密度促使动态再结晶的发生，只是在晶界等局部畸变能较高的地方发生动态再结晶。因此，高氧TC4钛合金在β单相区变形时的主要机制为动态回复伴随局部动态再结晶。正如图2中曲线所示，随着应变增加，流动应力达到一恒定值，这是典型的动态回复特征。

2.4 热变形行为分析

应力-应变曲线形状特征是材料热变形机制的反映。图8是高氧TC4钛合金应力-应变曲线与文献报道中常规TC4钛合金的应力-应变曲线对比图。从图8可见，本研究获得的曲线的变化趋势与Seshacharyulu等[18]所获得的曲线特征相似，但与Momeni等[19]所获得的曲线变化趋势是不同的。通常来讲，随着变形温度的升高，材料的流动应力降低。

图8 TC4钛合金应力-应变曲线对比图Fig.8 Comparison of the stress-strain curves of TC4 titanium alloy

从图8可见，参考文献[19]中所用的TC4材料在1 050 ℃时的应力要高于本研究中TC4钛合金在1 030 ℃的应力水平。这个结果说明，文献[19]中的材料具有较高的变形抗力，作者认为这主要归因于合金中较高的V元素含量(高出标准1%含量)。文献[18]中合金的应力变化趋势与本研究结果类似。对比文献[18]中的合金元素含量可见，本研究所用合金中Fe元素含量较高，高出参考文献2.8%，另外，本研究中晶粒大小与文献[18]中的晶粒大小基本相同，均在200～250 μm。由此可推测，Fe元素含量对TC4钛合金变形行为的影响较小。

另外，从图2可以看出，在应变速率为1 s-1时曲线表现出较大的震荡，且在应变大于0.6以后出现翘曲现象，这种现象说明材料发生了局部不稳定塑性流变。图9为在温度1 030 ℃、应变速率1 s-1变形条件下的试样横截面宏观照片。从图9可以看到明显的变形带，同时在试样的上下表面可以观察到变形死区，这是典型的塑性变形不均匀特征。在较大应变下出现的翘曲现象是试样压缩后上下表面摩擦力增大而导致的应力增大。

图9 TC4钛合金在1 030 ℃、1 s-1条件下压缩后的横截面宏观照片Fig.9 Transverse macrostructure of TC4 titanium alloy compressed at 1 030 ℃ and 1 s-1

Table 4 Activation energy of deformation for several titanium alloys

材料的变形激活能也是其塑性变形机制的反映。表4列出了几种钛合金的变形激活能。由表4可见，钛合金在α+β两相区的变形激活能均高于β单相区的激活能，这说明合金在不同变形范围内其变形机制是不同的。有研究指出，钛合金在β单相区的变形激活能一般处于180～220 kJ/mol的范围内，与β相的自扩散激活能(153 kJ/mol)接近[23]。本研究获得的高氧TC4钛合金的变形激活能为141 kJ/mol，与β相自扩散激活能相近，说明TC4钛合金在单相区的变形主要由动态回复所控制，这与微观组织结构特征吻合。另外，结合高氧TC4钛合金的拉伸性能分析结果(表4)，Al、O元素含量的调整提高了合金的强度，同时不损失合金的塑性。这主要是由于Al和O均为α相稳定元素，起到了固溶强化和间隙强化的作用，同时Al、O元素含量没有超过其在钛中的极限溶解度，故对合金塑性影响不大。从高氧TC4钛合金的应力-应变曲线特征及应变激活能结果来看，合金元素的调整对其β相区热变形行为影响不大，这主要与合金组织在单相区由全β相组成有关。