TC17合金热塑性变形的微观组织演变研究

2021-08-20李四清邓雨亭

航空制造技术 2021年14期

王旭，李四清，邓雨亭，黄旭

（中国航发北京航空材料研究院先进钛合金航空科技重点实验室，北京100095）

TC17 合金是具有良好的中高温强度、淬透性、蠕变、持久和疲劳性能的近β 型钛合金，在航空领域，特别是航空发动机整体叶盘和压气机盘上有着广泛的应用[1]。由于TC17 合金的微观组织对热加工参数极其敏感，因此利用热模拟技术研究TC17合金的热变形行为和组织演变规律是目前的研究热点。Liu[2]、Ma[3-4]等主要研究了TC17 合金在760～860℃片层组织的演变规律、热力学过程和动力学行为；Luo[5-6]、Sun[7]、Li[8]、Chen[9]、孙金钊[10]等则主要研究了片层组织在780～860℃的本构方程和加工图；Luo 等[11]开展了两相组织的TC17 合金在770～870℃的流变行为和加工图；徐斌等[12]则分析了变形程度和变形温度对TC17 合金β 针状组织的影响规律；王琛[13]研究了网篮组织的TC17 合金在820～930℃的球化机制和失稳条件；刘继雄等[14]研究了TC17 合金两相区变形的失稳行为及组织特征。

网篮组织的TC17 合金具有强度高、疲劳与断裂韧度好的优势，为近年来航空发动机锻件常选用的组织形貌。为获得网篮组织需进行β相区的热加工过程，一般采用β 热模锻或近β 热模锻，选用原材料多为等轴组织的TC17 合金棒材或预制坯。目前，两相区等轴组织的TC17 合金在880℃以上的组织演变尚未有报道，开展相关研究有利于了解TC17合金在β 相区的组织演变规律，结合模拟可以有效地预测锻件不同位置的组织形貌及性能。

本研究选用Gleeble 3500 型热加工模拟试验机对两相区等轴组织的TC17 合金圆柱体进行等温恒应变速率压缩试验，通过选取不同应变速率、不同变形温度、不同真应变，研究各项参数变化对TC17 合金微观组织的影响。

试验及方法

试验材料取自TC17 合金棒材，其规格为φ500mm，化学成分如表1所示，其β 转变温度为903℃。TC17合金棒材为α+β 两相区锻造而成，如图1所示，其组织为等轴组织，初生α 相细小均匀地分布于基体β 相中，体积分数约30%，平均晶粒尺寸4.17μm。

图1 TC17 合金原始组织Fig.1 Microstructure of TC17 titanium alloy

表1 TC17 合金化学成分（质量分数）Table 1 Chemical composition of TC17 titanium alloy (mass fraction) %

沿TC17 合金棒材纵向截取尺寸为φ8×12mm 的试样，在Gleeble 3500型热模拟试验机上经过5℃/s 加热到指定温度，最后50℃以1℃/s 加热到各自试验温度并保温5min 后，进行等温、恒压应变速率轴向热压缩试验。所采用的变形温度为910℃，940℃，970℃；应变速率为0.001s-1，0.01s-1，0.1s-1，1s-1，10s-1；变形量为0，10%，20%，40%，60%，80%。完成试验后，试样空冷，沿轴向纵剖制备金相试样，抛光后用10% HNO3+5% HF+85% H2O（体积分数）的溶液腐蚀，用Leica DMI-3000M 光学显微镜观察试样的显微组织。

结果与讨论

1 热压缩的真应力应变曲线

图2为TC17 合金在80%应变量时不同温度及应变速率下真应力应变曲线。可知，在变形的开始阶段，由于位错密度急剧增加，加工硬化占主导作用，流变曲线随应变的增加而快速上升，应力值快速达到最大。在之后的变形过程中，并没有出现钛合金高温变形常见的流变软化现象。流变软化现象一般认为是由于绝热温升、动态回复及动态再结晶、流变剪切、相转变和片层组织球化等软化因素大于加工硬化造成的，而原始组织为等轴组织的TC17 合金在β 相区变形时，不存在相转变和片层组织球化等因素，等温试验的温升效应不明显，软化效应较低，因此不会呈现流变软化现象。

图2 TC17 合金80%应变量不同变形状态下真应力应变曲线Fig.2 True stress-true strain curves of TC17 alloy under different deformation states with 80% strain

在TC17 合金的应力-应变曲线发现仅在应变速率为0.1s-1和1s-1时存在不连续屈服现象，一般认为不连续屈服现象是在变形过程中，晶界处位错塞积，引起流变应力升高，但位错密度达到一定值时，发生动态回复，流变应力快速下降。发生不连续屈服需要足够高的应变速率使位错密度达到临界值，因此在低应变速率下未发现不连续屈服现象。但与其他研究不同的是，在应变速率为10s-1时，观察到的不连续屈服现象不明显，这是由于在高速变形时，动态回复和动态再结晶被激活，流变应力有一定下降，但变形速率过快，动态回复和动态再结晶未充分进行，所以观察不到流变应力快速下降的现象。

当真应变达到0.6 时，所有试验均出现应力增加的现象，这是由于随着变形量的增加，试样与试验台接触面积增加，摩擦力增加是导致应力增加的主要原因。

在TC17 合金的应力-应变曲线在各应变速率均出现不同程度的锯齿抖动现象，这与王琛[13]所观察到的两相区变形在应变速率大于1s-1时才出现锯齿抖动现象不同。史科[15]认为，这种现象是由于合金发生了动态再结晶、脆裂或非稳态流动；Li 等[16-17]则认为是产生了孪晶变形，进而改变了合金的晶粒取向，合金沿有利取向变形，导致应力产生波动。

2 热压缩温度对组织的影响

图3为变形量为40%，应变速率为10s-1时不同温度下的显微组织。可知，TC17 合金在此条件下，α 相已完全消失，只存在β 相，由于β 相为体心立方（bcc）结构，相较α 相的密排六方（hcp）结构，流变抗力要低得多。10s-1速率下在β 相区随温度升高，晶粒沿压缩轴垂直方向拉伸越长、晶粒越窄，在910～970℃范围均未发现再结晶现象。

图4为工程应变为80%，应变速率为10s-1条件下单相区各温度显微组织。可知，组织均发生了明显的再结晶，β 晶粒被拉长，呈长条状，再结晶晶粒沿β 晶界呈“项链状”排列，在910℃下长条状β 晶粒明显存在，940℃时再结晶晶粒增多，970℃时在整个视野均观察到再结晶晶粒。这与王琛[13]利用网篮组织的TA19 合金和TC17 合金进行的β 相区热压缩试验所得到高温、高应变速率变形时没有发生动态再结晶的结论不同，说明等轴组织与网篮组织的TC17合金在β 相区热变形机理存在差异。对比图3和图4可知，即使在高应变速率下，动态再结晶也需要充足的时间进行。

如图3和图4所示，温度对β 单相区晶粒有较大的影响，主要表现在两个方面：（1）β 晶粒随温度升高晶粒尺寸会长大，这主要是因为温度升高，扩散系数增大。β 晶粒随温度升高变形更剧烈，流变曲线表现为流变应力下降，原因为温度升高会使金属原子的平均动能增加，扩散速率加快，热激活过程增强，从而使位错运动克服障碍所需的外应力变小，晶体产生滑移所需的临界分切应力减小。（2）随温度升高再结晶程度升高，这是因为温度的升高会使再结晶的形核率及长大速率都增大，升温会促进再结晶形核热激活过程，当温度升高时，新相与母相的自由能差值将增大，从而使形核率增加，另外，升温也会增大晶核长大的驱动力。

图3 40%工程应变、10s-1 时各温度下的显微组织Fig.3 Microstructures of the TC17 alloy deformation at 40%/10s-1

图4 80%工程应变、10s-1 时单相区显微组织Fig.4 Microstructures of the TC17 alloy deformation at 80%/10s-1

3 应变速率对组织的影响

图5为970℃、40%应变量时不同应变速率下试样的显微组织，可知各应变速率下的晶粒形态有很大的不同。应变速率为0.001s-1时，β 晶粒晶界不完整、晶粒粗大（图5（e））；应变速率为0.01s-1时，在β 晶粒晶界处，特别是晶界交汇处存在细小的晶界不完整的亚晶，且β 晶粒的晶界呈波纹状（图5（d））。应变速率为0.1s-1及1s-1时在晶界交汇处出现大量、细小的亚晶粒，其沿着原始β 晶界排列成串状、项链状，并且伸向原始β 晶粒内部长大（图5（b）和（c））。应变速率为10s-1时，β 晶粒沿压缩垂直方向发生较大变形，呈现窄而细的长条状，且长条形原始β 晶粒晶界也呈现波浪或锯齿状。由此说明，高应变速率（如10s-1）对β 晶粒的形态影响较大，这是因为变形时间短，流变剪切带的形成使变形局部发生，另外尽管该应变速率下位错密度高，但由于时间不足所以未发生明显的再结晶；中等应变速率时（如1s-1、0.1s-1），该条件下因为时间足够、位错密度高、畸变能大比较容易发生再结晶；而低应变速率，发生再结晶后继续长大。

图6为940 ℃、40% 应变量时各速率下的显微组织。应变速率为10s-1和1s-1时发生明显再结晶（图6（a）和（b））。高应变速率下β 晶粒被拉长呈“纤维状”，再结晶晶粒呈“项链状”、“串状”分布在原始β晶粒晶界处；应变速率为0.1s-1时再结晶充分进行（图6（c））；而在应变速率为0.01～0.1s-1时再结晶之后晶粒发生长大，如图6（c）和（d）所示；应变速率为0.001s-1时未发现再结晶现象（图6（e））。

综合图5与图6可知，应变速率为10s-1时，因变形时间短，来不及发生动态回复及再结晶而随变形被拉长，变形量越大，原始β 晶粒变形越大；0.01～1s-1时再结晶持续发生并增强，0.001s-1时由于变形速度较慢，未激活动态再结晶。这是由于小应变量时畸变能不足以发生再结晶。应变速率为0.1～1s-1时，为动态回复及再结晶的发生提供了能量条件及时间，再结晶持续发生，在应变速率为0.1s-1时，再结晶充分进行。由于晶界处能量高，变形后畸变能大，位错密度高，因此亚晶及再结晶晶粒易在晶界特别是晶界汇合处产生。钛合金在高温下扩散速度快，加速了动态回复及再结晶的产生，使得动态回复及动态再结晶与位错增值接近动态平衡，原始晶界在外力和局部位错密度变化的双重作用下，发生局部迁移演变成锯齿或波浪状。

图5 970℃、40%应变量、不同应变速率下显微组织Fig.5 Microstructures of the TC17 alloy deformation at 970℃/40%

图6 940℃、40%应变量、不同应变速率下显微组织Fig.6 Microstructures of the TC17 alloy deformation at 940℃/40%

4 应变量对组织的影响

图7为910℃、0.1s-1、不同应变量下（10%/20%/40%/60%/80%）的显微组织。可知，变形量10%时，晶粒基本未发生变形，呈等轴状，结合图2，此时应力快速升高；变形量20%时，晶粒有少量变形，晶界交汇处有细小晶粒出现，说明此时已发生动态回复及动态再结晶软化；变形量40%时，合金已发生明显的再结晶现象；变形量60%时，随着变形量的增加β 晶粒发生较大变形，沿β 晶粒晶界存在大量新生的再结晶晶粒；变形量80%时，再结晶充分进行，形成分布均匀的、细小的等轴晶粒。