李 超，張曉泳,，唐仁波，周科朝

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 冶金科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；3. 湖南金天鈦業(yè)科技有限公司，常德 410007)

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金的高溫塑性變形行為

李 超1，張曉泳1,2，唐仁波3，周科朝1

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 冶金科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；3. 湖南金天鈦業(yè)科技有限公司，常德 410007)

在Gleeble-1500 熱模擬機上對Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金進行高溫?zé)釅嚎s實驗，研究該合金在變形溫度為750～900 ℃、應(yīng)變速率為0.001～1 s?1條件下的流變應(yīng)力行為。利用光學(xué)顯微鏡分析合金在不同變形條件下的組織演化規(guī)律。結(jié)果表明：合金的流變應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增大和變形溫度的降低而增大；流變應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而增大，出現(xiàn)峰值后逐漸趨于平穩(wěn)；變形過程中的流變應(yīng)力可用Arrhenius雙曲正弦本構(gòu)關(guān)系來描述，平均變形激活能為454.2 kJ/mol；各種變形條件均可細化原始晶粒尺寸。隨著溫度的升高和應(yīng)變速率的降低，合金的主要軟化機制由動態(tài)回復(fù)逐漸變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶；在(α+β)相區(qū)變形(750～850 ℃)時，α相對β晶粒的動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生起到阻礙作用。

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金；熱變形；流變應(yīng)力；顯微組織

Abstract:The hot deformation behaviors of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy were studied by a Gleeble-1500 machine at 750?900 ℃ with the strain rate of 0.001?1 s?1. The microstructural evolution of the alloy was investigated by optical microscopy. The results indicate that the flow stress of the alloy increases with increasing strain rate and decreasing deformation temperature. The flow stress increases with increasing strain until the stress reaches the peak value, then the flow stress remains constant. The flow stress in deformation can be described by Arrhenius hyperbolic sine constitutive equation, and the average activation energy is 454.2 kJ/mol. The original grain size can be refined under all deformation conditions. The main softening mechanism is changed from dynamic recovery to dynamic recrystallization with increasing the deformation temperature and decreasing the strain rate. In the (α+β) region (750?850 ℃), α phase can inhibit the dynamic recrystallization of β grains particles during deformation.

Key words:Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy; hot deformation; flow stress; microstructure

高強高韌近β鈦合金具有比強度高、疲勞性能和斷裂韌性等匹配性高等特點，且具有較寬的加工鍛造窗口，適于加工大尺寸結(jié)構(gòu)件，在制造大型運輸機起落架等承力構(gòu)件方面具有廣泛的應(yīng)用前景[1?4]。1990年代初期，以 Ti1023(Ti-10V-2Fe-3Al)等為代表的近β鈦合金鍛件開始在B-777等機型上得到廣泛應(yīng)用[5]，其中包括前起落架和襟翼滑軌在內(nèi)的超過200個部件使用該材料，實現(xiàn)了顯著的減重效果[4?5]。近年來，Ti55511(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)和Ti5553(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr)等合金得到了廣泛關(guān)注。與應(yīng)用較早的Ti1023合金相比，Ti55511和Ti5553易于熔煉鑄造，且具有更優(yōu)異的綜合力學(xué)性能和淬透性，因此適合用于制作大尺寸的承力構(gòu)件，受到廣泛關(guān)注[6?8]。

目前，關(guān)于Ti55511合金流變行為的研究主要集中在熱加工工藝、組織?性能匹配及 α相形貌演變方面[9?13]。Ti55511鈦合金的變形主要集中在 β相區(qū)和(α+β)相區(qū)，開坯變形溫度集中在1 180～1 020 ℃，熱模鍛溫度集中在 750～900 ℃[3?4]。于蘭蘭等[11]采用熱模擬實驗方法研究Ti55511合金的熱變形為與組織演變，結(jié)果表明Ti55511合金組織對溫度敏感性較高，α相形貌控制主要在(α+β)兩相區(qū)變形完成，且在變形程度為 60%～90%之間存在著晶粒明顯細化的臨界變形量。沙愛學(xué)等[12]采用熱模鍛方法研究Ti55511合金模鍛件顯微組織對拉伸、沖擊、斷裂韌性等力學(xué)性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)，相變點附近變形時容易產(chǎn)生組織和性能的不均勻性，經(jīng)β相區(qū)鍛造后冷卻形成的初始α相為片層狀組織，(α+β)兩相區(qū)變形可以獲得較好的α相組織。

Ti55511合金復(fù)雜形狀鍛件、大規(guī)格棒材(d≥350 mm)、投影面積不低于0.5 m2的大中型鍛件制備及工程化應(yīng)用是國內(nèi)外研究的重點[3]。隨著塑性成形技術(shù)的發(fā)展，物理模擬和數(shù)值模擬在金屬塑性成形加工中的理論研究和生產(chǎn)實際作用已經(jīng)顯示出巨大的作用。通過實驗的物理模擬，構(gòu)建成型過程本構(gòu)關(guān)系，獲得反應(yīng)材料熱加工過程中流動應(yīng)力與熱力參數(shù)(如應(yīng)變量、應(yīng)變速率和變形溫度)之間的關(guān)系，從而為后續(xù)數(shù)值模擬和設(shè)備噸位選擇提供依據(jù)，以節(jié)約生產(chǎn)成本，提高研發(fā)效率。

國內(nèi)外在Ti55511合金本構(gòu)關(guān)系方面的研究鮮有報道。有鑒于此，本文作者在Gleeble?1500熱模擬試驗機上對Ti55511鈦合金固溶態(tài)圓柱試樣進行等溫壓縮，建立熱變形本構(gòu)方程，研究合金在熱變形過程中的組織演化規(guī)律，為該合金鍛造工藝制定和有限元模擬提供理論依據(jù)。

1 實驗

本研究采用由湖南湘投金天鈦業(yè)科技有限公司提供的Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金鍛棒，化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)5.75Al、5.42Mo、4.48V、0.75Cr、1.2Fe，雜質(zhì)總含量＜0.3，其余為Ti，相變點tβ=875 ℃。鍛棒首先進行(900 ℃，2 h)均勻化退火，然后加工成d8 mm×12 mm圓柱試樣，最后將圓柱試樣在Gleeble?1500熱模擬試驗機上進行等溫壓縮實驗：壓縮溫度750～900 ℃(熱模擬機升溫速度 5 ℃/s，壓縮前保溫5 min)，應(yīng)變速率0.001～1 s?1，壓縮變形量0.7(變形程度為50%)。在熱模擬壓縮過程中，采用氬氣對壓縮樣品進行氣氛保護；將鉭片墊在壓頭和試樣之間，以減少摩擦的影響；利用熱模擬試驗機的計算機系統(tǒng)自動采集壓縮過程中應(yīng)力、應(yīng)變、溫度等數(shù)據(jù)。壓縮后的試樣水淬至室溫以保留高溫變形組織，沿壓縮方向切開后，制成金相試樣，用1.5 mL HF + 3 mL HNO3+ 100 mL H2O腐蝕液腐蝕，采用XJP?6A型金相顯微鏡對試樣進行金相組織分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線

圖1所示為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金在不同壓縮變形條件下的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線。從圖1可以看出，在溫度750～900 ℃、應(yīng)變速率0.001～1 s?1的變形條件下，合金呈現(xiàn)出一定的穩(wěn)態(tài)流變特征，即在一定變形速率和變形溫度下，當真應(yīng)變超過一定值以后，真應(yīng)變的增加對真應(yīng)力的變化影響不大。

另外，在圖1中還可以發(fā)現(xiàn)，同一應(yīng)變速率條件下，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金的流變應(yīng)力首先隨著應(yīng)變的增加迅速升高，應(yīng)變量進一步增加后，應(yīng)力逐漸減小，直至達到穩(wěn)定狀態(tài)，而且穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力隨著變形溫度的升高而降低。在同一變形溫度下，流變應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增大而增大，說明在該實驗條件下 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金具有正的應(yīng)變速率敏感性，即應(yīng)變速率越大，溫度越低，合金達到穩(wěn)態(tài)變形越困難，這與文獻[14]報道的研究結(jié)果一致。另外合金的應(yīng)力—應(yīng)變曲線在各變形條件下均出現(xiàn)一定程度的下降現(xiàn)象，說明合金在熱變形過程中發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。

2.2 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金本構(gòu)方程的建立

合金熱加工參數(shù)的制定都要參考本構(gòu)關(guān)系，本構(gòu)關(guān)系是合金塑性變形工藝制定和控制的基礎(chǔ)。根據(jù)蔡一鳴等[14]的研究，材料在高溫塑性變形時，應(yīng)變速率受熱激活過程的控制，應(yīng)力與應(yīng)變速率之間的關(guān)系可用一項 Z參數(shù)描述，即 Zener-Hollomon溫度補償?shù)膽?yīng)變速率因子：

式中：ΔH為激活焓；R為摩爾氣體常數(shù)；T為熱力學(xué)溫度。

圖1 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金熱壓縮變形的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線Fig.1 True stress—strain curves of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy at different temperatures and strain rates: (a) 1 s?1;(b) 0.1 s?1; (c) 0.01s?1; (d) 0.001 s?1

在低應(yīng)力水平的條件下，穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力(σ)和應(yīng)變速率()ε˙之間的關(guān)系接近指數(shù)關(guān)系：

在高應(yīng)力水平下，穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間的關(guān)系接近冪指數(shù)關(guān)系：

合金高溫塑性變形在所有應(yīng)力水平下的流變應(yīng)力、應(yīng)變速率和溫度之間滿足雙曲正弦關(guān)系[15]：

式中：A1、A2、A、α、n1、β和 n分別為與溫度無關(guān)的常數(shù)，且滿足α=β/n1的關(guān)系；Q為變形激活能，通常與激活焓ΔH相等，它反映了材料熱變形的難易程度，也是材料在熱變形過程中重要的力學(xué)性能參數(shù)。

結(jié)合式(1)和(4)，可得

分別對式(2)和(3)取對數(shù)，可知當溫度一定時，n1

和β分別為lnε˙—lnσ和lnε˙—σ曲線的斜率，采用一元線性回歸處理，可得到lnε˙—lnσ和lnε˙—σ的關(guān)系曲線(圖 2中給出的 2種線性關(guān)系相關(guān)系數(shù)均大于0.98)。將圖2中曲線進行一元線性回歸得到不同溫度下的斜率n1和β，可算出不同溫度下的參數(shù)α。

對式(4)兩邊對自然對數(shù)的偏微分可得到：

式中：右邊第1項代表lnε˙—ln[sinh(ασ)]關(guān)系曲線的斜率；第2項代表ln[sinh(ασ)]—1/T關(guān)系曲線的斜率。將合金壓縮變形時各變形條件下的峰值應(yīng)力和不同溫度下求得的α代入ln[sinh(ασ)]，對應(yīng)相應(yīng)的應(yīng)變速率和溫度，用線性回歸繪制出 lnε˙—ln[sinh(ασ)]關(guān)系曲線(見圖3(a))和ln[sinh(ασ)]—1/T關(guān)系曲線(見圖3(b))。將所得斜率代入式(6)，可得到不同變形溫度下的變形激活能，取其平均值Q=454.2 kJ/mol。

圖2 應(yīng)變速率與流變應(yīng)力的關(guān)系Fig.2 Relationship between strain rate and flow stress: (a) ln˙—ln σ; (b) ln˙—σ

圖3 流變應(yīng)力與應(yīng)變速率、變形溫度的關(guān)系Fig.3 Relationships among deformation temperature, flow stress (a) and strain rate (b)

對式(5)兩邊取對數(shù)可得

將所求的變形激活能、不同變形條件下的Z值、相對應(yīng)的穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力σ和α一起代入式(7)，繪制出ln Z與 ln[sinh(ασ)]之間的關(guān)系曲線，如圖 4所示?？芍獪囟妊a償變形速率 Z的自然對數(shù)和流變應(yīng)力σ的雙曲正弦項的自然對數(shù)間滿足線性關(guān)系，說明包含 Arrhenius項的 Z參數(shù)可以用于描述 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金高溫壓縮變形時的流變行為。對圖 4中數(shù)據(jù)進行一元線性回歸分析，可求得 A=6.839×1019s?1.

圖4 流變應(yīng)力與Z參數(shù)的關(guān)系Fig.4 Relationship between Zener-Hollomon parameter and flow stress

綜上所述，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金材料常數(shù)的求解結(jié)果：變形激活能Q=454.2 kJ/mol，應(yīng)力指數(shù)n=3.726 48，應(yīng)力水平參數(shù) α=5.528×10?3MPa?1，結(jié)構(gòu)因子A=6.839×1019s?1。將Q、α、n、A等材料參數(shù)值代入式(4)，得到Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金熱變形壓縮時的真應(yīng)力—真應(yīng)變本構(gòu)關(guān)系方程為

exp[?454.2/(RT)]

2.3 熱變形過程中的組織演化

圖5所示為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金熱變形前后的金相顯微組織?？梢园l(fā)現(xiàn)，合金經(jīng)(900 ℃，1 h)固溶處理后為單一β相組織(見圖5(a))，但合金變形前組織中晶粒大小不均勻。經(jīng)變形后合金組織均勻得到明顯均勻化，并在各變形條件下均出現(xiàn)了新的動態(tài)再結(jié)晶晶粒(見圖5(b)～(e))。當變形在(α+β)相區(qū)(750～850℃)進行時，合金析出α相，且隨著變形溫度的降低，α相含量逐漸增高(見圖5(b)～(d))。在變形溫度750 ℃、應(yīng)變速率 1 s?1的合金組織中出現(xiàn)了大量粗大的位錯纏結(jié)胞狀組織，動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生程度較低(見圖5(f))。從合金顯微組織的演變過程可知，隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的減小，合金發(fā)生了由動態(tài)回復(fù)向動態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變的過程。

圖5 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金熱變形前后的金相顯微組織Fig.5 Optical microstructures of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy before and after hot deformation: (a) Before hot deformation; (b) 900 ℃, 1 s?1; (c) 850 ℃, 0.01 s?1; (d) 800 ℃, 0.1 s?1; (e), (f) 750 ℃, 0.1 s?1

2.4 討論

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金在 β 相區(qū)和(α+β)相區(qū)變形時，各變形條件下均存在著加工硬化和動態(tài)軟化兩個過程(見圖1)。隨著熱變形溫度升高和應(yīng)變速率減小合金中的組織演變由動態(tài)回復(fù)向動態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變(見圖5)，流變應(yīng)力也降低(見圖1)，這種組織演變規(guī)律與流變行為特征相符。在變形初期，流變應(yīng)力迅速增大，合金變形表現(xiàn)為加工硬化。加工硬化主要是在高溫變形時，β晶粒內(nèi)部的變形主要通過位錯滑移來進行，由于受到熱激活的作用，有大量位錯源開動，位錯密度迅速增加，位錯之間發(fā)生相互交割，以致許多位錯被釘扎住而滑移困難，形成位錯網(wǎng)絡(luò)。動態(tài)軟化則是使位錯密度降低和位錯重新排列形成低能量狀態(tài)的組織，合金在熱變形過程中，主要的軟化機制為動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶過程。流變應(yīng)力達到峰值后，在高應(yīng)變速率變形時逐漸趨于穩(wěn)定，此時，合金變形的實質(zhì)是位錯增殖和位錯間由于相互作用而引起的相互銷毀和重組之間達到動態(tài)平衡，加工硬化和動態(tài)軟化達到平衡；在低應(yīng)變速率變形時，流變應(yīng)力逐漸降低，主要由于變形速率較慢，相互銷毀和重組位錯的速度比增殖位錯的速度快，加之動態(tài)再結(jié)晶晶粒長大使動態(tài)軟化強于加工硬化。變形溫度升高和應(yīng)變速率減小(即熱變形時間的延長)均有利于合金中位錯的運動。熱變形溫度越高和應(yīng)變速率越小，位錯之間相互抵消和重組越徹底和完善，越有利于亞晶尺寸增大，導(dǎo)致合金的動態(tài)再結(jié)晶程度增大，而且熱變形溫度升高和應(yīng)變速率減小到一定程度時，合金的主要軟化機制也由動態(tài)回復(fù)轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)再結(jié)晶[16]。此外，在相同應(yīng)變速率下，變形溫度升高，金屬原子熱振動的振幅越大，原子間的相互作用力減弱，位錯滑移阻力減小，因而不斷產(chǎn)生新的滑移，使得變形抗力降低；而在相同變形溫度下，應(yīng)變速率減小，塑性變形時單位應(yīng)變的變形時間增大，導(dǎo)致合金中產(chǎn)生的位錯數(shù)量減少。這些因素的綜合作用使金屬的臨界切應(yīng)力下降，導(dǎo)致合金的流變應(yīng)力減小[17]。

近β鈦合金Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe在β轉(zhuǎn)變溫度Tβ以下會析出針狀α相，在變形過程中位錯滑移阻力增大除受到溫度和應(yīng)變速率影響之外，α相的析出與分布在一定程度上對位錯運動也起了阻礙作用。根據(jù)陳慧琴等[18]對TC11合金的研究，位錯從β相運動至α相時，通過滑移和攀移機制的回復(fù)在α片內(nèi)形成規(guī)則排列的亞晶界，這種位錯的運動引起的位錯切割、擴散或繞過α相的現(xiàn)象，會對位錯起到釘扎、固定作用，降低滑移系的移動概率。α相析出成為引起流變應(yīng)力在低溫(750～800 ℃)變形時，峰值應(yīng)力過高的重要原因之一。

3 結(jié)論

1) Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金的流變應(yīng)力在變形初期隨著應(yīng)變的增加而迅速增大；在相同應(yīng)變速率的條件下，合金的流變應(yīng)力隨變形溫度升高而減小；在相同變形溫度的條件下，合金的流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增大而增大。

2) 用線性回歸方法可求得Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金高溫變形的4個特征常數(shù)：結(jié)構(gòu)因子A=6.839×1019s?1，應(yīng)力水平參數(shù)α=5.528×10?3MPa?1，應(yīng)力指數(shù)n=3.726 48，變形激活能Q=454.2 kJ/mol，并且該合金的流變應(yīng)力滿足以下本構(gòu)方程

exp[?454.2/(RT)]

3) 隨著熱變形溫度升高和應(yīng)變速率減小，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金的主要軟化機制由動態(tài)回復(fù)向動態(tài)再結(jié)晶轉(zhuǎn)變，熱變形后的金相組織由被拉長破碎的β相和晶內(nèi)析出的α相組成。

4) 在(α+β)相區(qū)(750～850 ℃)變形時，α 相析出量隨變形溫度的降低逐步提高，α相析出對再結(jié)晶起到一定阻礙作用。

REFERENCES

[1] 付艷艷, 宋月清, 惠松驍, 米緒軍. 航空用鈦合金的研究與應(yīng)用進展[J]. 稀有金屬, 2006, 30(6): 850?856.FU Yan-yan, SONG Yue-qing, HUI Song-xiao, MI Xu-jun.Research and application of typical aerospace titanium alloys [J].Chinese Journal of Rare Metals, 2006, 30(6): 850?856.

[2] 沙愛學(xué), 王慶如, 李興無. 航空用高強度結(jié)構(gòu)鈦合金的研究及應(yīng)用[J]. 稀有金屬, 2004, 28(1): 239?242.SHA Ai-xue, WANG Qing-ru, LI Xing-wu. Research and application of high-strength titanium alloys used in airplane structure [J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2004, 28(1): 239?242.

[3] 韓 棟, 張鵬省, 毛小南，盧亞鋒，奚正平, 楊建朝. BT22鈦合金及其大型鍛件的研究進展[J]. 材料導(dǎo)報, 2010, 24(2): 46?50.HAN Dong, ZHANG Peng-sheng, MAO Xiao-nan, LU Ya-feng,XI Zheng-ping, YANG Jian-chao. Research progress of BT22 titanium alloy and its large forgings [J]. Materials Review, 2010,24(2): 46?50.

[4] BOYER R R. An overview on the use of titanium in the aerospace industry [J]. Materials Science and Engineering A,1996, 213(1/2): 103?114.

[5] JACKSON M, JONES N G, DYE D, DASHWOOD R J. Effect of initial microstructure on plastic flow behavior during isothermal forging of Ti-10V-2Fe-3Al [J]. Materials Science and Engineering A, 2009, 501(1/2): 248?254.

[6] JONERS N G, DASHWOOD R J, JACKSON M, DYE D.Development of chevron-shaped a precipitates in Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr [J]. Scripta Materialia, 2009, 60(7): 571?573.

[7] JONRES N G, DASHWOOD R J, JACKSON M, DYE D. β phase decomposition in Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr [J]. Acta Materialia,2009, 57(13): 3830?3839.

[8] NAG S, BANERJEE R, HWANG J Y, HARPER M, FRASER H L. Elemental partitioning between α and β phases in the Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe (Ti-5553) alloy [J]. Philosophical Magazine, 2009, 89(6): 535?552.

[9] NAG S, BANERGEE R, SRINIVASAN R, HWANG J Y,HARPER M, FRASER H L. ω-assisted nucleation and growth of a precipitates in the Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe β titanium alloy[J]. Acta Materialia, 2009, 57(7): 2135?2147.

[10] WELK B A. Microstructural and property relationships in titanium alloy Ti-5553 [D]. Columbus, OH: The Ohio State University, 2010.

[11] 于蘭蘭, 毛小南, 趙永慶, 張鵬省, 袁少沖. 熱變形行為與BT22鈦合金的組織演變[J]. 稀有金屬材料與工程, 2007,36(3): 505?508.YU Lan-lan, MAO Xiao-nan, ZHAO Yong-qing, ZHANG Peng-sheng, YUAN Shao-chong. Isothermal behavior and Microstructure evolution of BT22 titanium alloy [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2007, 36(3): 505?508.

[12] 沙愛學(xué), 李興無, 王慶如, 鮑如強. 熱變形溫度對TC18鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2005,15(8):1167?1172.SHA Ai-xue, LI Xing-wu, WANG Qing-ru, BAO Ru-qiang.Influence of hot deformation temperature on microstructure and mechanical properties of TC18 alloy [J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2005, 15(8): 1167?1172.

[13] 官 杰, 劉建榮, 雷家峰, 劉羽寅. TC18鈦合金的組織和性能與熱處理制度的關(guān)系[J]. 材料研究學(xué)報, 2009, 23(1): 77?82.GUAN Jie, LIU Jian-rong, LEI Jia-feng, LIU Yu-yin. The relationship of heat treatment-microstructures-mechanical properties of the TC18 titanium alloy [J]. Chinese Journal of Material Research, 2009, 23(1): 77?82.

[14] 蔡一鳴, 李慧中, 梁曉鵬, 湯國建. 7039鋁合金高溫的熱變形行為[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2008, 18(10): 1775?1780.CAI Yi-ming, LI Hui-zhong, LIANG Xiao-peng, TANG Guo-jian. Thermal deformation behavior for 7039 aluminum alloy at elevated temperature [J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(10): 1775?1780.

[15] SELLARS C M, TEGART W J. Hot workability [J].International Metallurgical Reviews, 1972, 17 (1): 1?24.

[16] 李慧中, 張新明, 陳明安, 周卓平. 2519鋁合金熱變形流變行為[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2005, 15(4): 621?625.LI Hui-zhong, ZHANG Xin-ming, CHEN Ming-an, ZHOU Zhuo-ping. Hot deformation behavior of 2519 aluminum alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2005, 15(4):621?625.

[17] 潘清林, 張小剛, 李文斌, 劉曉艷, 張心明, 郭昀抒.Al-Mg-Sc合金熱壓縮變形的流變應(yīng)力行為[J]. 中南大學(xué)學(xué)報:自然科學(xué)版, 2009, 40(4): 926?931.PAN Qing-lin, ZHANG Xiao-gang, LI Wen-bin, LIU Xiao-yan,ZHANG Xin-ming, GUO Yun-shu. Flow stress behavior of Al-Mg-Sc alloy during hot compression [J]. Journal of Central South University: Science and Technology, 2009, 40(4): 926?931.

[18] 陳慧琴, 曹春曉, 郭 靈, 林 海. TC11鈦合金片層組織熱變形球化機制[J]. 稀有金屬材料與工程, 2009, 38(3): 421?425.CHEN Hui-qin, CAO Chun-xiao, GUO Ling, LIN Hai.Globularization mechanisms during hot deformation processes of TC11 alloy with lamellar structure [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(3): 421?425.

(編輯 何學(xué)鋒)

Plastic deformation behavior of
Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy at high temperature

LI Chao1, ZHANG Xiao-yong1,2, TANG Ren-bo3, ZHOU Ke-chao1
(1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Metallurgical Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;3. Hunan Goldsky Titanium Industry Technology Co. Ltd., Changde 410007, China)

1004-0609(2012)07-1914-07

I46.2

A

國家自然科學(xué)基金委員會創(chuàng)新研究群體科學(xué)基金資助項目(51021063)；湖南省科技重大專項資助項目(2010F51004)；中南大學(xué)前沿研究計劃資助項目(2009QZZD007)；中南大學(xué)2009年博士后基金資助項目

2011-06-23；

2011-11-10

張曉泳，講師，博士；電話：0731-88830464；E-mail：zhangxiaoyong@mail.csu.edu.cn