TB6鈦合金屬于近β型鈦合金, 因其良好的淬透性和強韌性匹配關系, 目前已廣泛用于航空航天領域[1], 成為大型中央件等直升機旋翼系統關鍵構件的理想材料。 另一方面, 該合金屬于難變形金屬材料, 其組織與性能對熱變形過程的工藝參數非常敏感[2], 在鍛造廠實際生產中, 即使同一爐原材料采用相同工藝路線生產的鍛件, 也無法確保其組織和性能的穩定性。 國內研究人員向彪等[3]對TB6鈦合金某一工字型鍛件不同條件下的流變行為進行了研究, 得出材料的安全變形參數區間為710~760 ℃和0.001~0.003s^-1。 歐陽德來[4]研究了鍛態TB6鈦合金β鍛造過程的再結晶行為, 構建了動態再結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TB6鈦合金兩相區變形時特定條件下材料再結晶行為(晶界組成、 分布等) 的研究。

本文以TB6鈦合金棒料為實驗材料, 通過不同熱變形參數下的壓縮實驗, 研究TB6鈦合金熱變形行為及其組織演變規律, 從而初步得出TB6鈦合金的熱加工工藝窗口, 為后續鍛件有限元模擬及其實驗建立基礎。

1、材料準備與實驗方案

1.1 TB6鈦合金相變點的確定

實驗材料為西部超導材料科技股份有限公司生產的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, 對爐號為586-212132 的該批棒材進行檢驗,其化學成分結果見表1, 相關性能指標見表2。

為保證試樣初始組織狀態具有一致性, 在棒狀坯料同心圓處沿軸向切取Ф8 mm×12 mm 的標準圓柱壓縮試樣。 隨后在熱模擬壓縮試驗機上進行壓縮實驗。 由于鍛件是在兩相區溫度范圍內鍛造成形, 因此, 在進行熱模擬壓縮實驗前, 需確定TB6鈦合金材料的相變點以便制定熱模擬壓縮實驗方案。

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

圖1 為TB6鈦合金經不同溫度固溶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。 仔細觀察可以發現,固溶溫度由790 ℃升高至800 ℃時, 初生α相的體積分數不斷降低, 等軸初生α相消失或增大長寬比為條狀初生α相。 其主要原因為：隨著固溶溫度的升高, 溶質原子擴散速度加快, α圖片β相變增加,使得初生α相含量降低。 當固溶溫度超過800 ℃時, 基體β相中是彌散分布著的細小α相[7]。

圖1c 中, TB6鈦合金顯微組織由亞穩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, β相的晶體結構不易被冷卻所抑制, 仍然發生了晶格轉變, β相由體心立方晶格轉變為具有密排六方結構的α″相[3]。 當固溶溫度繼續升高至820 ℃時, 如圖1d 所示, 可以觀察到微觀組織中僅有粗大的β相, α相已經全部溶解, 由此說明820 ℃已經超過了(α+β)圖片β相的轉變溫度。

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

1.2 TB6鈦合金熱模擬壓縮實驗方案

圖2為TB6鈦合金單軸試樣熱壓縮過程加熱規范。 為保證試樣均勻一致性, 加熱爐升溫速率設定為10 ℃·s^-1, 試樣隨爐升溫, 兩相區變形溫度分別為700、 730、 760 和790 ℃, 保溫時間為3 min,熱壓縮過程中的應變速率分別為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” 不同熱變形條件下的高溫組織, 變形過程中應用計算機采集試樣的真應力-真應變數據, 得到相應曲線[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, TB6鈦合金的真應力-真應變曲線如圖3 所示。 分析曲線可知：TB6鈦合金的流變應力與變形溫度呈負相關, 而與其應變速率呈正相關。 同一變形溫度時, TB6鈦合金流變應力的峰值隨著應變速率的增大而升高, 揭示了合金變形時延后發生的動態軟化機制; 而同一應變速率下, 變形溫度的提升可強化合金的動態軟化效果。 另一方面, 變形溫度對流變應力的影響程度與應變速率的大小有關, 隨著應變速率的增大, 變形溫度對流變應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位錯的產生, 集中于晶界處的大量位錯使得應力在很小的應變量(<0.05) 時即達到峰值, 隨著變形量的持續增大, 合金產生動態回復及動態再結晶, 晶界處的堆積位錯陸續移動, 并伴隨再結晶過程中新位錯的產生, 使得移動位錯快速增加, 合金的應力值迅速下降。 此外, 與其他應變速率下情況不同的是, TB6鈦合金在應變速率為0.1s^-1時, 其應變量達到0.15 前, 峰值應力短時上升后下降, 這是由于較快的應變速率增大了晶界處的位錯密度, 提升了材料抗力。 而應變速率增加至1s^-1 時,外部施加的形變能增大, 合金位錯能增加, 加速了動態再結晶過程和錯移移動, 流變應力減小[3]。

3、不同變形條件對TB6鈦合金微觀組織的影響

本節分析應變速率(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TB6鈦合金顯微組織的影響規律。

3.1 變形溫度的影響

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

3.2 應變速率的影響

圖5 展示了不同應變速率下的TB6鈦合金在變形溫度為730 ℃、 等效應變值達到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, 等軸初生α相的含量與應變速率呈負相關, 應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。這是因為：當變形溫度不變時, 應變速率越小, 則α相發生動態再結晶的時間變長, 在熱變形中積累的位錯能可充分釋放, 使得變形抗力減小, 軟化作用增強; 同時, 在低應變速率下, β相易于向α相轉變,導致α相含量增加。 對比分析不同應變速率下α相的形貌可知, 長條狀初生α相含量隨應變速率的升高而降低, 等軸α相含量隨應變速率的升高而增加, 表明低應變速率下TB6鈦合金的α相再結晶程度更高。綜上, 變形溫度為730 ℃時, 考慮α相的再結晶程度及其形貌, 推薦其應變速率為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 ℃、 應變速率為0.1 s^-1 時, 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, 隨著變形量的增大, 再結晶的程度越大, 等軸初生α相的含量增加。 這是因為：隨著變形程度的增大, 變形儲能變大, 從而更有利于位錯的增值及運動, 因此, 材料內部的位錯密度變大, 更有利于動態再結晶的發生; 隨著變形程度的增加, 變形過程的軟化作用增強, 大部分長條狀初生α相晶粒因發生再結晶而球化, 變為等軸狀晶粒。 另一方面, TB6鈦合金的性能對顯微組織的敏感度較高, 等軸初生α相對其塑性有利, 而長條狀初生α相則有利于其斷裂韌性[10]。 綜上, 針對實際鍛件研制時, 考慮α相的再結晶程度和鍛件性能要求, 鍛造過程中應合理設計合金的變形量, 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晶行為

TB6鈦合金在變形溫度為760 ℃、 應變速率為0.1 s^-1、 變形量為40%時的相圖如圖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, 該熱變形參數下, α相主要以等軸狀為主, 而基體β相中有條狀晶粒顯現。 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%, 同時可知, 此時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的累積存在于未再結晶的α相晶粒內部。

圖8為變形溫度為760 ℃、 應變速率為0.1 s^-1、變形量為40%時TB6鈦合金不同相的再結晶分布圖。 由圖8 可知, α相的再結晶分數約為14.8%, β相的再結晶分數約為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 ℃、 應變速率為0.1s^-1), α相相對β相來說, 發生了更多的動態再結晶, 而β相主要以動態回復為主。 另一方面, 應變速率為0.1s^-1 時, 變形時間較短, 很多α相晶粒來不及發生動態再結晶, 所以動態再結晶分數較小[12]。

圖9a 和圖9b 分別為α相、 β相的反極圖, 其中X0、 Y0、 Z0 分別為參考坐標系的坐標軸。 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為較強的織構。這是因為α相屬于密排六方結構(Hexagonal Close Packed, HCP), β相屬于體心立方結構 (Body Centered Cubic, BCC)[13]。 而TB6鈦合金鍛件的織構區域表現為不規則的塊狀。 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球化。 其中軟取向是對應的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, 此時大量柱面和柱面滑移系開動, 積累了較多的變形能。 因此, 再結晶的球化也優先于在滑移開動的晶粒中, 最終形成晶粒的擇優取向。

5、TB6鈦合金熱加工圖

本文以上述TB6鈦合金熱壓縮實驗數據為基礎, 繪制了TB6鈦合金的熱加工圖, 對其功率耗散效率、 流變失穩準則進行分析, 進而可獲得TB6鈦合金熱加工的優異工藝參數[14]。

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

由于熱模擬壓縮實驗采用變速度的應變速率, 該熱加工圖應用于實際鍛件的塑性加工時, 受限于大型設備使用環境, 對大型TB6鈦合金鍛件(有效厚度大于100 mm), 考慮其較快的應變速率易導致合金流動能力差、 內部溫升加速等問題, 建議選用熱加工圖中的低應變速率區域(0.02~0.05 s^-1)。

6、結論

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

(2) 鍛造溫度以700~760 ℃為宜。 這是因為考慮到鍛造發生在兩相區, 變形溫度過高會導致α相向β相轉變的數量增多, 當變形溫度達到790 ℃時, 部分β相呈現條棒狀形貌, 與等軸狀的α相形貌之間的協調性差, 不利于鍛件組織的均勻性。

(3) 鍛造的應變速率范圍以0.001~0.1 s^-1 為宜。 當變形溫度一定時, 合金的流變應力與應變速率呈正相關, 應變速率的增加導致位錯的纏繞、 塞積加劇, 延緩了動態回復和動態再結晶動力學過程,這也促使流變應力提高, 不利于鍛件的精確塑性成形; 同時, 考慮到α相的再結晶程度及其形貌, 應選擇應變速率為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, 合金再結晶的程度越大, 長條狀初生α相等軸發生再結晶而球化轉變為初生α相, 綜合考慮TB6鈦合金兩相區變形時鈦合金兩種形貌的α相含量對其綜合性能的影響, 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。 此時大、 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的累積存在于未再結晶的α相晶粒內部。

(6) 變形溫度為760 ℃、 應變速率為0.1 s^-1 條件下, α相的再結晶分數約為14.8%, β相的再結晶分數約為4.99%。 相對β相而言, α相發生了更多的動態再結晶, β相主要以動態回復為主; 在熱變形過程中, α晶粒和β晶粒在某些方向上表現為較強的織構。

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