简介概要

Ti-10V-2Fe-3Al合金热工艺的研究

来源期刊：稀有金属2005年第2期

论文作者：黄利军鲍如强黄旭

关键词：Ti-10V-2Fe-3Al; 热变形; 热处理;

摘要：利用Gleeble-1500热模拟试验机以压缩变形方式研究了Ti-10V-2Fe-3Al合金热变形行为, 并研究了经不同变形参数变形后两种热处理制度下微观组织的变化.研究结果表明, 合金在β相变点以上或以下的变形时, 变形速率和变形温度对合金的流变应力影响不同.在相变点以下变形时, 相同应变下变形温度的选择并没有明显影响合金最终的微观组织, 合金在变形过程中没有发生动态再结晶.具相同应变时, 较高的应变速率比较低的应变速率更容易破碎合金中的初生α相.经过变形和热处理后, 同一温度变形的合金在低应变速率下变形时比较高应变速率有较大的晶粒(相变点及以上)和较长的α相(相变点以下).

稀有金属 2005,(02),214-218 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2005.02.020

Ti-10V-2Fe-3Al合金热工艺的研究

黄旭黄利军

北京航空材料研究院钛合金研究室,北京航空材料研究院钛合金研究室,北京航空材料研究院钛合金研究室北京100095 ,北京100095 ,北京100095

摘要：

利用Gleeble 15 0 0热模拟试验机以压缩变形方式研究了Ti 10V 2Fe 3Al合金热变形行为 , 并研究了经不同变形参数变形后两种热处理制度下微观组织的变化。研究结果表明 , 合金在 β相变点以上或以下的变形时 , 变形速率和变形温度对合金的流变应力影响不同。在相变点以下变形时 , 相同应变下变形温度的选择并没有明显影响合金最终的微观组织 , 合金在变形过程中没有发生动态再结晶。具相同应变时 , 较高的应变速率比较低的应变速率更容易破碎合金中的初生α相。经过变形和热处理后 , 同一温度变形的合金在低应变速率下变形时比较高应变速率有较大的晶粒 (相变点及以上 ) 和较长的α相 (相变点以下 ) 。

关键词：

Ti-10V-2Fe-3Al;热变形;热处理;

中图分类号： TG161

收稿日期：2004-08-05

Investigation on Hot Processes of Ti-10V-2Fe-3Al Alloy

Abstract：

The hot deformation behaviors of Ti-10V-2Fe-3Al alloy are studied in this paper by compression on Gleeble-3500 thermal simulation machine, and then all samples are followed by two different heat treatments. The results show that when the deformation temperature is below or above β transus temperature, the effect of the strain rate and the deformation temperature on flow stress of this alloy is different. When the deformation temperature is below β transus temperature, no dynamic crystallization occur and the selection of the deformation temperature have no obvious effect on the microstructure at the same degree of deformation. At the same amount of deformation, it is easier for higher strain rate to break the primary α than lower strain rate. After deformation followed by heat treatment, at the same temperature the microstructure of the sample has greater prior β grain size above β transus and longer α phase below β transus under low strain rate than under higher strain rate.

Keyword：

Ti-10V-2Fe-3Al; hot deformation; heat treatment;

Received： 2004-08-05

β钛合金是多用途性型的钛合金, 具有高的比强度且大截面的合金仍可获得强度、韧性和疲劳抗力的良好匹配。与α+β钛合金相比, 其不足之处在于有较高的密度, 窄的加工窗口和较高的成本。开发合适的加工条件是β钛合金取得应用的关键因素之一。目前广泛应用的β钛合金主要有 ^[1,2,3] Ti-10-2-3, Beta C, Ti-15-3, Beta 21S 和BT22。在这些合金中, 当加工条件合适时, Ti-10-2-3可以获得最佳的强度、韧性和高周疲劳强度匹配。该合金在相对低的温度下可以进行等温锻或热模锻, 特别适合于制造各种近净形锻件。通过热处理在得到4%～10%延伸率的情况下可以获得1200～1400 MPa的强度。该合金的性能对微观组织比较敏感, 球状初生α相对合金塑性有利而条状初生α相有利于合金的断裂韧性。微观组织不但取决于热处理, 而且还取决于热变形。所以将热变形与热处理结合起来研究是非常有意义的。为此, 本文通过在大范围的温度和应变速率条件下进行热变形后, 再对合金进行不同的热处理, 以研究变形条件和热处理对合金组织的影响。

1 试验材料和方法

试验所用Ti-10V-2Fe-3Al合金的化学成分 (wt, %) 为: Al 3.1, V 10.6, Fe 1.8, C 0.02, H≤0.001, O 0.11, N 0.01, 其余为Ti, 相变点T_β=802.5 ℃。图1是原材料的宏观和微观组织, 微观组织由α相和β相组成。试验在Gleeble-1500热模拟试验机上进行压缩变形, 采用石墨片进行润滑, 试样尺寸为Φ8 mm×12 mm, 试验的温度范围为650～900 ℃, 应变速率为0.001～10 s^-1, 用镍铬-镍铝热电偶焊接在试样表面测量和控制试样的加热温度, 系统升温时间1 min, 保温2 min后进行真应变约为0.65的压缩变形, 最后试样水冷。变形过程中系统自动控制和采集变形温度、变形速率和变形量。变形后的试样沿轴向平均纵切, 进行热处理或对心部进行组织观察。腐蚀剂为10%草酸饱和溶液+3%氢氟酸+87% H₂O (体积分数) 。

2 试验结果与分析

2.1 应力应变曲线

图2是Ti-10V-2Fe-3Al合金的应力应变曲线。总体看出, (1) 随着温度的降低或应变速率的增加, 合金的真应力增加; (2) 合金在相变点以下变形时应力应变曲线经过应力峰后出现软化现象; 但在β相变点及以上变形时, 合金低应变速率下呈现加工硬化现象, 在高应变速率时才呈现软化现象。 (3) 在β相变点以下, 合金真应力随温度和应变速率的变化较为敏感, 原因除了较高温度有利于变形外, 在β相变点以下, 不同变形温度下的合金有比较不易变形的数量不同的α相存在也是不可忽略的因素。图3表明了合金流变应力和应变速率之间的关系。从图中可以看出, 在试验范围内应变速率和合金流变应力的对数坐标并不呈线性关系, 所以合金在整个试验范围内并不严格遵守热变形稳态时的动力学速率方程^[4] $\dot{ε} = A σ^{n} \exp (- Q / R Τ)$

式中A为常数, n为应力指数, Q为表观激活能, R为气体常数, T为绝对温度。

其原因在于该方程适用范围窄。由于变形热的产生, 当应变速率 $\dot{ε} > 0.01 s^{- 1}$ 时的应力应变曲线并不对应等温条件 ^[5] , 所以不宜用动力学速率方程计算较高或高应变速率下合金在变形时的表观激活能。根据动力学速率方程计算该合金在应变速率小于0.1 s^-1时, 在β相变点以下变形的表观激活能约为270 kJ·mol^-1; 在相变点以上变形约为210 kJ·mol^-1。

2.2 变形后的微观组织

对所有变形后的试样进行组织观察, 在β相变点以下变形时没有发现该合金在热变形时有动态再结晶现象发生, 与文献 [ 5] 报道一致。合金经过变形后的微观组织示于图4, 从图中可知在相变点以下变形时, 微观组织随温度变化的程度不大 (如图4 (b) 和4 (d) ) , 但随着变形速率的增加, 合金中α相被破碎的程度增加 (如图4 (a～d) ) 。文献 [ 6] 研究表明, 该合金在两相区低应变速率 (如0.001 s^-1) 下变形时合金中α相充当硬质相, 而β相作为软相以便有利于相邻α相之间进行滑动或滚动。研究还表明当合金具有合适微观组织时, 在名义应变速率为0.001 s^-1, 变形温度为700 ℃进行拉伸试验时合金可以获得的延伸率可以达到576%。但当变形速率较高时, 相对来说物质扩散和动态回复等减弱变形时产生的集中应力的程度削弱, 因此部分 α相之间的协调变形困难, 致使被迫变形, 当达到一定应变量和较高的应变速率下, α相为了降低因变形引起的能量 (如界面能等) 从而球化。图5是条状α相球化过程的示意图。图5 (a) 表示剪切应力最大的位错开始滑移, 在应力作用下滑移系继续开动使位错不断增值 (图5 (b, c) ) , 当位错数量增大到一定值后形成界面断开, 为了降低界面能而球化 (图5 (d) ) 。图6是TEM观察到的条状α由于变形产生的位错网, 如果图中所示的条状α再经受较大变形, 在位错网处就可能会形成界面, 从而发生球化。在相变点附近及以上变形时, 合金已由基本或完全由β相组成 (如图4 (e) ) 。

图1 原材料的宏观 (a) 和微观组织 (b)

Fig.1 Macrostructure (a) and microstructure (b) of as-received material

图2 Ti-10V-2Fe-3Al合金的应力应变曲线 (a～d)

Fig.2 True stress-train curves of Ti-10V-2Fe-3Al alloy

图3 Ti-10V-2Fe-3Al合金流变应力和应变速率之间的关系

Fig.3 Relationship between true stress and strain rate of Ti-10V-2Fe-3Al alloy

2.3 热处理后的微观组织

Ti-10V-2Fe-3Al合金是亚稳定型的β钛合金, 通常该合金需要进行固溶时效强化来获得较高的强度。合金强度受次生α相细小程度的影响可以用以下的公式 ^[9] 来表示σ_YS=850+70d^-1

σ_YS表示屈服强度, 单位为MPa, d是细小次生α相的间距, 单位为μm。

图7是该合金变形再进行热处理后的显微组织。比较图7 (a) 和 (b) 不难发现, 变形量相同时, 低应变速率变形的合金中初生α相以条状为主, 且比较高应变速率变形的合金中的初生α相长。因此如果要获得球化的初生α相应该选择较高的应变速率, 其效果较好。一般来说, 等温锻造或热模锻造的应变速率低于0.1 s^-1, 所以该合金在应变量较小时靠等温锻造或热模锻造来调整合金中的组织形态比较困难。当合金在相变点附近及以上变形时, 合金完全是单相变形行为, 变形后由β相组成。在固溶处理时, 初生α相在晶界或在晶内均匀析出初生α相, 结果在晶内析出很细小的初生α相和在晶界析出连续的初生α相 (图7 (c, d) ) 。比较图7 (c) 和 (d) 发现合金在800 ℃、低应变速率下变形时比较高应变速率变形时有较大的晶粒。当热处理温度低于变形温度时, 在热处理过程中会析出初生α相, 这种情况析出的初生α相比较均匀且细小 (如图7 (e) ) , 然而当热处理低于变温度时, 在热处理过程中会溶解变形时析出的初生α相, 所以合金低于或高于固溶温度进行变形再经过热处理后的微观组织也有所不同 (图7 (e) 和 (f) ) 。

图4 Ti-10V-2Fe-3Al合金经过变形后的微观组织

Fig.4 Microstructure of Ti-10V-2Fe-3Al alloy after deformation

(a) 650℃, 0.001 s^-1; (b) 650℃, 0.1 s^-1; (c) 700℃, 0.001 s^-1; (d) 700℃, 0.1 s^-1; (e) 800℃, 10 s^-1

图5 α相球化过程示意图

Fig.5 Schematic illustrating the steps of globalization process of α phase ^[8]

图6 变形后条状α相的形貌

Fig.6 TEM micrograph of α phase deformed at 700 ℃, 0.0 0 1 s^-1

图7 Ti-10V-2Fe-3Al合金经过热变形并热处理后的微观组织

Fig.7 Microstructures of Ti-10V-2Fe-3Al alloy after deformation and subsequent heat treatment

(a, b, c, d) and (e) :730℃/1.5 hWQ+525℃/6 hAC; (f) 760℃/1.5 hWQ+525℃/6 hAC; (a) 650℃, 0.001 s^-1; (b) 650℃, 0.1 s^-1; (c) 800℃, 0.001 s^-1; (d) 800℃, 0.1 s^-1 (e) 和 (f) :750℃, 0.001 s^-1

3 结论

通过对Ti-10V-2Fe-3Al合金热变形及随后的热处理研究发现, 合金在β相变点以上或以下的变形时, 变形温度和变形速率对合金的流变应力影响不同。在相变点以下变形时, 相同应变下变形温度的选择并没有明显影响合金最终的微观组织, 没有发生动态再结晶。具有相同应变时, 较高的应变速率比较低的应变速率更容易破碎合金中的初生α相。经过热处理后, 同一温度变形的合金在低应变速率下变形时比较高应变速率有较大的晶粒 (相变点及以上) 和较长的α相 (相变点以下) 。