聶中奎，楊秋月，張文瑋，張雪，楊洪艷，張喜，譚元標(biāo)，劉文昌

(1.貴州大學(xué)材料與冶金學(xué)院，貴州貴陽，550025；2.燕山大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北秦皇島，066004)

鈦及鈦合金因其良好的耐熱性和耐腐蝕性，高的疲勞壽命以及在高溫條件下能夠長期服役的特點(diǎn)而被廣泛應(yīng)用于航天航空領(lǐng)域。隨著航天航空工業(yè)的發(fā)展，航空航天領(lǐng)域?qū)Σ牧系姆坌阅芴岢隽烁叩囊蟆ｂ伜辖鹱鳛楹娇蘸教旖Y(jié)構(gòu)材料在使用過程中依然存在不足，比如鈦合金抗輻照性能差、膨脹系數(shù)大、高低溫強(qiáng)輻射條件下耐磨性差、成形性能差，無法滿足現(xiàn)階段航空結(jié)構(gòu)材料的要求。為了改善鈦合金的力學(xué)性能，段靜利等[1]以傳統(tǒng)的Ti-6Al-4V 合金為基體，通過添加Zr 元素設(shè)計(jì)了一種新型的超高強(qiáng)度Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金。該合金具有優(yōu)異的力學(xué)性能，在950 ℃固溶處理和450 ℃時(shí)效處理后，其抗拉強(qiáng)度為1 740 MPa，伸長率為2.3%，而700 ℃時(shí)效處理后其抗拉強(qiáng)度為1 437 MPa，伸長率為6.7%；在退火狀態(tài)下，該合金抗拉強(qiáng)度可達(dá)1 300 MPa，伸長率大于10%[2?3]。作為一種新型的超高強(qiáng)度Ti-20Zr-6.5Al-4V合金，為了使其在航空航天領(lǐng)域盡快得到廣泛應(yīng)用，需要深入研究該合金的熱加工成形性能。目前，金屬結(jié)構(gòu)件最主要的塑性加工方法為熱鍛成形、熱軋成形和熱擠壓成形。金屬結(jié)構(gòu)件的力學(xué)性能取決于熱加工過程中所形成的顯微組織，并且受初始晶粒粒徑、變形方式和熱加工參數(shù)(如變形溫度、應(yīng)變速率和變形量等)的影響。因此，要獲得力學(xué)性能優(yōu)異的Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金航空結(jié)構(gòu)件，需要深入研究該合金的熱變形行為，闡明該合金熱變形過程中顯微組織的演變規(guī)律，掌握顯微組織與流變應(yīng)力之間的關(guān)系，以獲得最優(yōu)顯微組織結(jié)構(gòu)和最優(yōu)的熱加工參數(shù)。本文作者在變形溫度為750～1 050 ℃，應(yīng)變速率為10?3～100s?1的條件下，對Ti-20Zr-6.5Al-4V合金進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，建立Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金的流變應(yīng)力、應(yīng)變、應(yīng)變速率與溫度的關(guān)系，預(yù)測該合金的高溫流變行為，并基于動(dòng)態(tài)材料模型建立熱加工圖，預(yù)測熱加工過程中該合金的流變穩(wěn)定區(qū)和流變不穩(wěn)定區(qū)，從而獲得最優(yōu)的熱加工參數(shù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料與樣品的制備

本文采用海綿鈦(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.7%)、海綿鋯(鋯和鉿質(zhì)量分?jǐn)?shù)≥99.5%)、工業(yè)純鋁(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.5%)和釩(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.9%)制備Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金，在真空自耗電弧爐中將該合金熔化3 次以確?；瘜W(xué)成分均勻。鑄錠在1 000 ℃下均勻化12 h，隨后冷卻至室溫。隨后鑄錠在1 050 ℃下保溫1.5 h 后，將該鑄錠多次鍛造以細(xì)化晶粒粒徑。將鍛后的合金坯在900 ℃下(α+β 兩相區(qū))保溫1.5 h，最后再熱鍛成直徑為40 mm的棒材。

為了研究Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金的熱變形行為，在帶有氬氣保護(hù)的管式真空熱處理爐中，將合金棒材在1 050 ℃進(jìn)行30 min的固溶處理，然后進(jìn)行水淬。圖1所示為經(jīng)1 050 ℃固溶處理30 min后該合金的金相組織。從圖1 可以看出：β 相的晶粒比較粗大，并且可以觀察到晶粒中有少量針狀的α"相。將熱處理后的棒材加工成高度為12 mm和直徑為8 mm的圓柱形試樣并進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)。

1.2 熱壓縮實(shí)驗(yàn)

圖1 Ti-20Zr-6.5Al-4V在1 050 ℃下固溶處理30 min后的顯微結(jié)構(gòu)圖Fig.1 Microstructure of Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy after solution-treatment at 1 050oC for 30 min

采用Gleeble-3500 熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)在變形溫度750～1 050 ℃和應(yīng)變速率為10?3～100s?1的實(shí)驗(yàn)條件下對Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，熱變形工藝如圖2所示。溫度由焊接在圓柱形試樣圓弧表面中間部位的熱電偶控制。為了減少試樣在變形過程中的摩擦阻力，在試樣兩端分別涂上石墨潤滑劑，再貼上鉭片。整個(gè)熱壓縮實(shí)驗(yàn)是在氬氣保護(hù)環(huán)境下進(jìn)行的。實(shí)驗(yàn)過程中，以20 ℃/s的加熱速度將試樣加熱至不同的變形溫度，然后保溫10 min以消除熱變形前試樣各部位的溫度梯度。所有試樣的真應(yīng)變都為0.7。變形后，立即對試樣噴水淬火冷卻到室溫，以保留高溫變形結(jié)束時(shí)的顯微組織。用線切割儀器將變形后的試樣在中心處沿著試樣的直徑方向切成兩半。用70%(體積分?jǐn)?shù)，下同)CH3OH，20%C2H4(OH)2和10%HClO4的混合溶液進(jìn)行電解拋光，然后用15% HF，20%HNO3和65%H2O的混合溶液進(jìn)行化學(xué)腐蝕，制備金相試樣。

圖2 熱變形實(shí)驗(yàn)示意圖Fig.2 Schematic diagram of hot deformation tests

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線

圖3所示為Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金在不同變形溫度和應(yīng)變速率下的真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線。由圖3可以看出：當(dāng)溫度低于950 ℃，應(yīng)變速率為100s?1時(shí)，變形初始階段出現(xiàn)顯著的應(yīng)力降現(xiàn)象(如圖3(a)所示)，即在較低的塑性應(yīng)變下，流變應(yīng)力急劇上升到一個(gè)峰值，然后隨著應(yīng)變的增加，流變應(yīng)力迅速下降到一個(gè)較低值。在其他鈦合金的單β相區(qū)熱變形過程中普遍觀察到這種應(yīng)力降現(xiàn)象。本文所研究的Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金在溫度低于789 ℃時(shí)為α 單相區(qū)，789～946 ℃為α+β 雙相區(qū)。當(dāng)溫度低于950 ℃和應(yīng)變速率為100s?1時(shí)，應(yīng)力降現(xiàn)象的產(chǎn)生可能與較快的應(yīng)變速率有關(guān)。應(yīng)變速率過快，變形時(shí)間較短，合金在變形過程中來不及析出α相，因此依然保持著β相的變形特征。當(dāng)變形溫度低于950 ℃時(shí)，隨著應(yīng)變速率的降低，應(yīng)力降現(xiàn)象逐漸消失(見圖3(b)～(d))。這是由于應(yīng)變速率降低，變形時(shí)間增長，合金在變形過程將析出α 相。α 相為密排六方結(jié)構(gòu)，不易發(fā)生塑性變形，從而導(dǎo)致應(yīng)力降現(xiàn)象逐漸消失。

當(dāng)變形溫度高于950 ℃時(shí)(β 單相區(qū))，應(yīng)變速率為100s?1和10?1s?1時(shí)的真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線在變形初期也出現(xiàn)顯著的應(yīng)力降現(xiàn)象(見圖3(a)和(b))。PHILIPPART 等[4]認(rèn)為在變形過程中，由于晶界的阻礙作用，使得產(chǎn)生的大量位錯(cuò)在晶界處發(fā)生位錯(cuò)塞積，導(dǎo)致流變應(yīng)力急劇升高，隨后由于與熱激活相關(guān)的一些機(jī)制(如攀移等)的作用，導(dǎo)致位錯(cuò)突然從晶界向晶內(nèi)擴(kuò)展，從而使流變應(yīng)力大幅度下降，出現(xiàn)應(yīng)力降現(xiàn)象。本文Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金應(yīng)力降幅明顯大于其他鈦合金中觀察到的應(yīng)力降幅，并且與47Zr-45Ti-5Al-3V合金的應(yīng)力降幅相近。因此，應(yīng)力降可能是由在晶界附近因塑性變形產(chǎn)生的可動(dòng)位錯(cuò)在晶界處快速消失引起的[5]。隨著應(yīng)變速率進(jìn)一步降低，流變曲線表現(xiàn)出典型動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。

圖3 Ti-20Zr-6.5Al-4V合金在等溫變形及不同應(yīng)變速率條件下的流變曲線Fig.3 True stress?ture strain curves for Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy deformed at different strain rates under condition of isothermal deformation

在應(yīng)力降之后，隨著應(yīng)變的增加，流變應(yīng)力逐漸降低，展現(xiàn)出連續(xù)的流變軟化現(xiàn)象。為了定量分析流變曲線的流變軟化程度，本文把峰值應(yīng)力與真應(yīng)變?yōu)?.7時(shí)的流變應(yīng)力的差值?σ與峰值應(yīng)力σp的比值定義為熱變形過程中該合金的流變軟化程度，即?σ/σp(?σ=σp?σ0.7)。圖4所示為在不同應(yīng)變速率下Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金流變軟化程度隨變形溫度的變化曲線。由圖4可以看出：在750 ℃時(shí)流變軟化程度最大，隨著溫度升高流變軟化程度逐漸減小。在給定變形溫度情況下，流變軟化程度隨著應(yīng)變速率的增加而增大。這可能歸因于變形熱、片狀α相的球化和β相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等微觀組織變化[6?8]。在低溫高應(yīng)變速率條件下，流變軟化主要是由變形熱引起的，而在高溫低應(yīng)變速率條件下，流變軟化主要是由熱變形過程中合金內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)變化引起的[9]。但值得注意的是，在β單相區(qū)，流變軟化程度隨變形溫度的變化不明顯，而在α+β 雙相區(qū)流變軟化程度隨變形溫度變化較大，這可能與析出的α 相體積分?jǐn)?shù)有關(guān)。在兩相區(qū)，變形溫度越低，越有利于片狀α相的析出。在變形過程中，片狀α 相將發(fā)生球化，α 相體積分?jǐn)?shù)越多，發(fā)生球化的α相也越多，因此，流變軟化程度較大。

2.2 動(dòng)力學(xué)分析

真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線表明應(yīng)變速率和變形溫度對流變應(yīng)力影響顯著。為了分析流變應(yīng)力、應(yīng)變速率和變形溫度之間的關(guān)系，可選擇峰值應(yīng)力作為各流變曲線的代表應(yīng)力，圖5和圖6所示分別為峰值應(yīng)力σp與應(yīng)變速率ε和變形溫度T的關(guān)系。由圖5和圖6可以看出：峰值應(yīng)力隨著變形溫度的降低和應(yīng)變速率的增大而增大。值得注意的是，當(dāng)給定應(yīng)變速率時(shí)，α+β兩相區(qū)的峰值應(yīng)力隨變形溫度變化的斜率顯著大于β 單相區(qū)的斜率，說明在α+β 雙相區(qū)和β 單相區(qū)變形機(jī)制不同。峰值應(yīng)力、變形溫度和應(yīng)變速率之間的關(guān)系可用雙曲正弦Arrhenius方程表示[10]：

圖4 Ti-20Zr-6.5Al-4V合金變形的流變軟化程度(?σ/σp)隨應(yīng)變速率和變形溫度的變化Fig.4 Changes of flow softening degree(?σ/σp)of deformation of Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy with strain rate and deformation temperature

圖5 Ti-20Zr-6.5Al-4V合金峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.5 Relationship between peak-stress and strain rate for Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy

圖6 Ti-20Zr-6.5Al-4V合金峰值應(yīng)力與變形溫度的關(guān)系Fig.6 Relationship between peak-stress and deformation temperature for Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy

式中：A，α1和n為實(shí)驗(yàn)測定的與溫度無關(guān)的材料常數(shù)；Q為熱變形表面激活能；R為理想氣體常數(shù)，R=8.314 J/(k·mol)?1；ε為應(yīng)變速率；T為變形溫度。

對式(1)兩邊取自然對數(shù)可得

從式(2)可以看出：式中有4個(gè)常數(shù)，因此，線性回歸統(tǒng)計(jì)方法不能夠直接用來確定α1，A，n和Q。α1取值范圍為0～1 MPa-1，并且與式(2)中的線性擬合相關(guān)系數(shù)之間呈拋物線分布。當(dāng)線性擬合相關(guān)系數(shù)達(dá)到最大時(shí)，所對應(yīng)的α1即為最優(yōu)解。為了確定這些與溫度無關(guān)的材料常數(shù)的值，首先，給定一系列介于0和1 之間對稱的α1；然后，根據(jù)式(2)采用1st0pt 線性回歸軟件對不同的應(yīng)變速率、變形溫度以及所對應(yīng)的流變應(yīng)力進(jìn)行線性擬合，得出給定的α1所對應(yīng)的A，n，Q和相關(guān)系數(shù)。根據(jù)線性擬合相關(guān)系數(shù)與α1之間的關(guān)系，當(dāng)線性擬合相關(guān)系數(shù)達(dá)到最大時(shí)，所對應(yīng)的α1即為最優(yōu)的α1。本文求得的最優(yōu)α1在α+β 雙相區(qū)為0.003 44 MPa?1，在β 單相區(qū)為0.01 MPa?1，然后可以確定A，n和Q在α+β雙相區(qū)分別為7.9×1018s?1，3.45和414.2 kJ/mol；在β 單相區(qū)分別為8.1×103s?1，3.35和123.0 kJ/mol。則在α+β雙相區(qū)，式(1)可表示為

在β單相區(qū)：

近年來，大量文獻(xiàn)報(bào)道應(yīng)變對熱變形激活能和材料常數(shù)有顯著影響[11?12]。為了更好地理解該合金的高溫流變行為，計(jì)算出在不同應(yīng)變下α1，lnA，n和Q在α+β雙相區(qū)和β單相區(qū)的取值。圖7所示為α1，lnA，n和Q在不同真應(yīng)變下的取值。由圖7可見：在α+β雙相區(qū)，α1首先隨著應(yīng)變的增大而增大到最大值，然后降低；lnA和Q隨著應(yīng)變的增大逐漸減小，而n隨應(yīng)變的增大先減小到最小值然后增大。值得注意的是，Ti-20Zr-6.5Al-4V 在α+β兩相區(qū)的熱變形激活能高于在α-Ti中的自擴(kuò)散激活能(150 kJ/mol)[13]，這表明變形機(jī)制可能和β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶或者是層片狀α相的動(dòng)態(tài)回復(fù)和球化有關(guān)[14]。在β 單相區(qū)，α1隨著應(yīng)變的增大而減小，而lnA隨著應(yīng)變的增大而緩慢增加；n隨應(yīng)變的增大先減小后增大，Q先隨應(yīng)變的增大而減小，然后在應(yīng)變大約為0.4 時(shí)趨向于一個(gè)穩(wěn)定值。在β單相區(qū)的熱變形激活能略微低于β-Ti中的自擴(kuò)散激活能(153 kJ/mol)[15]，這表明在β單相區(qū)合金的變形機(jī)制可能是以擴(kuò)散回復(fù)型變形機(jī)制為主，只有在低應(yīng)變速率條件下才發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

通常用溫度補(bǔ)償?shù)膽?yīng)變速率因子，即Zener-Hollomon 參數(shù)表征變形溫度與應(yīng)變速率對變形過程特別是形變抗力的綜合作用。圖8所示為α+β 雙相區(qū)和β 單相區(qū)峰值應(yīng)力和Z參數(shù)的關(guān)系。由圖8 可以看出：α+β 兩相區(qū)和β 單相區(qū)的峰值應(yīng)力隨Z增大而增大，呈現(xiàn)出良好的線性關(guān)系。所以利用雙曲正弦函數(shù)建立的熱變形本構(gòu)方程是合理的。

圖7 不同應(yīng)變條件下α1,ln A,n和Q的變化Fig.7 Variation of α1,ln A,n and Q with true strain

圖8 在α+β兩相區(qū)和β單相區(qū)中峰值應(yīng)力(σp)隨Zener-Hollomon參數(shù)的變化Fig.8 Variation of peak-stress(σp)with Zener-Hollomon parameter in α+β and single β phase fields

2.3 熱加工圖

動(dòng)態(tài)材料模型(dynamic materials model，DMM)理論認(rèn)為[16]，合金在變形過程中具有能量耗散性，合金熱變形吸收的功一部分是通過塑性變形以熱量形式耗散，另一部分則是由顯微組織變化引起的功率消耗[17]，可以表示為

式中：P為合金在熱變形過程中從外界吸收的熱量；σ為瞬時(shí)流變應(yīng)力；G為金屬塑性變形而消耗的功率；J為與合金變形顯微組織變化有關(guān)的功率消耗。由不可逆熱力學(xué)可知在給定變形溫度和應(yīng)變條件下，流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間的關(guān)系可表示為

式中：a，b，c和d均為材料常數(shù)，可以利用應(yīng)變速率敏感系數(shù)m描述G與J的變化。

聯(lián)合式(6)和(7)可知m可以通過下式計(jì)算：

對于理想的線性耗散(m=1)，J取最大值Jmax=P/2。這將引入1個(gè)量綱一非線性耗散參數(shù)即能量耗散系數(shù)(η)：

根據(jù)合金在大應(yīng)變塑性變形過程中的極大值原理，可以得出材料發(fā)生流動(dòng)失穩(wěn)的判據(jù)：

式中：為量綱一不穩(wěn)定參數(shù)，隨溫度和應(yīng)變速率變化的等高線圖構(gòu)成了流變失穩(wěn)圖，當(dāng)為負(fù)值時(shí)，意味著變形發(fā)生了流變不穩(wěn)定。將流變失穩(wěn)圖和能量耗散圖疊加到一起就構(gòu)成了合金熱變形過程中的熱加工圖。

圖9所示為Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金在應(yīng)變分別為0.2，0.4，0.5和0.6 時(shí)的熱加工圖，其中等高線的數(shù)值代表能量耗散系數(shù)η，圖中深色區(qū)域代表流變不穩(wěn)定區(qū)域，其他區(qū)域則為熱加工安全區(qū)域。對于金屬材料而言，在安全區(qū)內(nèi)，η越大，越利于材料的加工；在失穩(wěn)區(qū)內(nèi)，外力對材料做的功大部分轉(zhuǎn)變成塑性變形的能量，功率耗散系數(shù)比較小，宏觀上表現(xiàn)為試樣開裂、孔洞、流變局部帶等，不適合材料的熱加工。從圖9(a)可以看出：在真應(yīng)變?yōu)?.2 時(shí)熱加工圖有2個(gè)失穩(wěn)區(qū)。當(dāng)應(yīng)變增加到0.4 時(shí)，第1個(gè)失穩(wěn)區(qū)向著高溫高應(yīng)變方向擴(kuò)展；隨著應(yīng)變不斷增加，2個(gè)失穩(wěn)區(qū)的面積逐漸減小，安全區(qū)域增大；當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)，熱加工圖中有2個(gè)加工區(qū)域，即A和B 區(qū)域；當(dāng)應(yīng)變大于0.2時(shí)，熱加工圖有3個(gè)區(qū)域即A，B和C區(qū)域；區(qū)域A 位于α+β 雙相區(qū)，發(fā)生在變形溫度為750～830 ℃和應(yīng)變速率為10?3～10?2s?1范圍內(nèi)；區(qū)域B位于β 單相區(qū)，發(fā)生在變形溫度為1 025～1 050 ℃和應(yīng)變速率為10?3～3.16×10?3s?1范圍內(nèi)；區(qū)域C 位于α+β雙相區(qū)和β單相區(qū)交界處，發(fā)生在變形溫度為925～1 020 ℃和應(yīng)變速率為5.6×10?3～1.2×10?1s?1范圍內(nèi)；隨著應(yīng)變的增加，A區(qū)域的范圍沒有發(fā)生明顯變化，B區(qū)域的范圍逐漸減小，C區(qū)域的范圍逐漸增大。

圖9 不同真應(yīng)變下Ti-20Zr-6.5Al-4V合金α+β相和β相的熱加工圖Fig.9 Processing maps for Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy at different true strains in α+β and β phase fields

圖10 Ti-20Zr-6.5Al-4V合金在A，B和C區(qū)域峰值能量耗散系數(shù)隨真應(yīng)變的變化Fig.10 Variations of peak power dissipation coefficient of Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy with true strain in regions of A,B and C

圖10所示為A，B和C區(qū)域峰值能量耗散系數(shù)隨真應(yīng)變的變化情況。從圖10可看出：在A區(qū)域，當(dāng)變形溫度為750oC和應(yīng)變速率為10?3s?1時(shí)能量耗散系數(shù)最大，能量耗散系數(shù)隨應(yīng)變的增加緩慢減小，這可能是片狀α相發(fā)生球化所致。通常球狀的α 相表現(xiàn)出優(yōu)異的熱加工性能，因此，Ti-20Zr-6.5Al-4V合金在α+β兩相區(qū)進(jìn)行熱加工時(shí)，可將片狀α 相發(fā)生完全球化的熱加工參數(shù)作為Ti-20Zr-6.5Al-4V合金的熱加工參數(shù)；在B區(qū)域，當(dāng)變形溫度為1 050oC和應(yīng)變速率為10?3s?1時(shí)能量耗散系數(shù)最大，能量耗散系數(shù)先隨應(yīng)變的增加逐漸從0.76下降到0.55，隨后小幅度降低。

能量耗散系數(shù)的下降，可能是由發(fā)生再結(jié)晶的β 相晶粒隨應(yīng)變的增加而發(fā)生粗化導(dǎo)致的[18]，β相晶粒的粗化會降低Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金的力學(xué)性能，因此，該區(qū)域不適合用于Ti-20Zr-6.5Al-4V合金的熱加工。對于C區(qū)域，當(dāng)變形溫度為950oC和應(yīng)變速率為10?2s?1時(shí)能量耗散系數(shù)最大。能量耗散系數(shù)先隨應(yīng)變的增加而略微增加，隨后輕微降低，總體變化不大，因此，可以認(rèn)為該變形參數(shù)是Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金最優(yōu)的熱加工參數(shù)。該區(qū)域位于α+β 雙相區(qū)和β 單相區(qū)交界處，位于近β 鍛造溫度范圍內(nèi)。ZHOU等[19]發(fā)現(xiàn)經(jīng)近β 鍛造處理的鈦合金具有高的低周疲勞性能，高斷裂韌性，優(yōu)良的延展性，因此，可認(rèn)為C 區(qū)域?yàn)門i-20Zr-6.5Al-4V合金最佳的熱加工區(qū)域。

2.3 熱變形組織

熱加工圖中不同區(qū)域的變形機(jī)制是不同的，為了進(jìn)一步闡明Ti-20Zr-6.5Al-4V 在不同加工參數(shù)下的變形機(jī)制，需要結(jié)合合金熱變形的顯微組織進(jìn)一步分析。圖11所示為Ti-20Zr-6.5Al-4V合金在流變失穩(wěn)區(qū)的顯微組織。由圖11(a)可以看出：在變形溫度為750oC和應(yīng)變速率為10?1s?1時(shí)，會在與徑向成45°方向上形成流變局部絕熱剪切帶。通常來說，流變局部絕熱剪切帶容易在相對較低的溫度和高應(yīng)變速率的熱加工過程中產(chǎn)生。這是由于應(yīng)變速率太高，變形時(shí)間太短，由塑性變形產(chǎn)生的大量的熱量不能夠及時(shí)釋放出去，這將會導(dǎo)致材料局部溫度上升[20]，從而使塑性變形沿著與徑向成45°的切應(yīng)力最大方向進(jìn)行。此外，流變局部絕熱剪切帶的形成還與合金低的熱導(dǎo)率有關(guān)。隨著變形溫度升高，流變局部絕熱剪切帶與徑向方向的角度減小，如圖11(b)和(c)所示。當(dāng)變形溫度增加到1 000oC時(shí)，流變局部絕熱剪切帶與徑向幾乎平行，此時(shí)，原始晶粒沿變形方向被拉長，這會導(dǎo)致位錯(cuò)密度增大以及應(yīng)力集中、材料的微觀組織不均勻，造成流變失穩(wěn)。在鈦合金的熱加工過程中，流變局部絕熱剪切帶不利于合金的力學(xué)性能和加工性能，應(yīng)避免在出現(xiàn)流變局部絕熱剪切帶的熱加工參數(shù)下進(jìn)行熱加工。

圖12所示為Ti-20Zr-6.5Al-4V合金在流變穩(wěn)定區(qū)的金相顯微組織，從圖12(a)可以看出：在變形溫度為750oC和應(yīng)變速率為10?3s?1時(shí)，初始的β相晶粒沿著變形方向被拉長，僅僅發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)；在未變形區(qū)，能夠看到片層狀α 相，而在變形區(qū)域，以球狀α相形式存在(見圖12(b))，這表明合金在該變形條件下變形過程中片層狀α相發(fā)生了球化轉(zhuǎn)變；在變形溫度為950 ℃和應(yīng)變速率為10?2s?1時(shí)，初始β相晶粒的晶界呈鋸齒狀，且在晶界處的局部區(qū)域可以觀察到一些細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，如圖12(c)所示，這表明在該變形條件下合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，此時(shí)，合金熱變形過程的熱變形機(jī)制主要為α 相的球化和β 相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，因此，該熱變形參數(shù)有利于Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金進(jìn)行熱加工。當(dāng)變形溫度為1 050 ℃和應(yīng)變速率為10?3s?1時(shí)，可觀察到大量粗化的β 相再結(jié)晶晶粒，如圖12(d)所示。這表明合金發(fā)生了完全再結(jié)晶，且再結(jié)晶晶粒發(fā)生了粗化。此時(shí)，合金的熱變形機(jī)制為β相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。通常發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的熱變形參數(shù)有利于合金熱加工，但此時(shí)再結(jié)晶晶粒發(fā)生了粗化，粗化的晶粒導(dǎo)致能量耗散系數(shù)較低，這對于材料的加工性和機(jī)械性能都是不利的。

圖11 當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.7時(shí)不同變形條件下Ti-20Zr-6.5Al-4V合金流變不穩(wěn)定區(qū)的光學(xué)顯微組織Fig.11 Optical microstructures of Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy in flow instability region at strain of 0.7 and different deformation conditions

圖12 當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.7時(shí)Ti-20Zr-6.5Al-4V合金流變穩(wěn)定區(qū)中出現(xiàn)能量耗散系數(shù)峰值的熱變形條件對應(yīng)的光學(xué)顯微組織Fig.12 Optical microstructures of Ti-20Zr-6.5Al-4V alloy in stability region corresponding to peak coefficient of power dissipation at strain of 0.7 and different deformation conditions

3 結(jié)論

1)在β單相區(qū)，在低溫高應(yīng)變速率時(shí)，變形初期流變曲線會產(chǎn)生顯著的應(yīng)力降現(xiàn)象；隨著變形溫度的增加和應(yīng)變速率的降低，應(yīng)力降現(xiàn)象逐漸消失。在高溫低應(yīng)變速率時(shí)，流變曲線呈現(xiàn)出典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。在α+β 相區(qū)，高應(yīng)變速率時(shí)，變形初期流變曲線也會產(chǎn)生顯著的應(yīng)力降；隨著應(yīng)變速率的降低，應(yīng)力降現(xiàn)象逐漸消失，流變曲線呈現(xiàn)出連續(xù)的流變軟化現(xiàn)象。

2)峰值應(yīng)力隨變形溫度降低和應(yīng)變速率增加而增大。在α+β 相區(qū)，；在β 單相區(qū)，。

3)隨著應(yīng)變的增加，Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金在α+β 雙相區(qū)的熱變形激活能從414.2 kJ/mol 降到173.8 kJ/mol，其熱變形機(jī)制是β 相動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶以及片狀α相的球化；而在β單相區(qū)，合金熱變形激活能從123.5 kJ/mol 降到95.2 kJ/mol，其熱變形機(jī)制為β相的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

4)根據(jù)Ti-20Zr-6.5Al-4V 合金的熱加工圖分析可知，該合金的最優(yōu)熱加工參數(shù)范圍為750～830 ℃和10?3～10?2s?1以及925～1 020 ℃和5.6×10?3～1.2×10?1s?1。最優(yōu)熱加工工藝參數(shù)為750 oC和10?3s?1以及950oC和10?2s?1。