不同原始组织Ti80合金热变形行为及组织演变规律研究

陶 欢，孙二举，潘一帆，郁 炎，宋德军，余 巍

(中国船舶重工集团公司第七二五研究所，河南 洛阳 471039)

Ti80合金是一种近α型钛合金，名义成分为Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo。该合金是我国自主研制的785 MPa级船用结构钛合金，具有中等的室温强度、良好的焊接性能和优异的抗海洋环境腐蚀能力[1，2]，目前已成功用于深潜器耐压壳体、高压容器、船舶管路系统、紧固件、轴等[3-5]。影响钛合金热变形行为的因素众多，主要包括变形温度、应变速率、变形量及原始组织类型等，若变形工艺设计不合理，则易产生“β脆性”、组织“遗传性”等问题，严重影响产品的使用性能[6-8]。

以原始组织分别为等轴组织和魏氏组织的Ti80合金为研究对象，通过热模拟压缩试验，开展变形温度850～1000 ℃、应变速率0.01～10 s-1、变形量20%～60%条件下的热变形行为研究，分析不同热变形参数下Ti80合金的组织演变规律，期望为优化其加工工艺提供参考。

1 实 验

实验材料为经3次真空自耗电弧熔炼的规格为φ220 mm的Ti80合金铸锭，其相变点为990～995 ℃。铸锭经多火次锻造加工，得到φ100 mm的棒材，再经不同工艺热处理后，分别获得等轴组织和魏氏组织，如图1所示。

图1 Ti80合金棒材的显微组织Fig.1 Microstructures of Ti80 alloy bar: (a) equiaxed structure; (b) widmanstatten structure

采用线切割从2种组织的Ti80合金棒材上切取φ15 mm小圆棒，机加工成规格为φ10 mm×15 mm的热压缩试样。热压缩试验在Gleeble-3500型热模拟实验机上进行，变形温度为850、900、950、1000 ℃，变形速率为0.01、1、10 s-1，最大变形量为60%。压缩试样以10 ℃/s的升温速度升至设定温度后，保温5 min，以消除温差。压缩完成后立即将试样进行水淬，以保留高温变形组织。沿压缩试样轴向将其从中间剖开，切取金相试样。金相试样经机械抛光和化学腐蚀(腐蚀溶液为HF、HNO3、H2O按体积比5∶10∶85混合而成)后，采用OLYMPUS GX71金相显微镜进行显微组织观察。

2 结果与分析

2.1 真应力-真应变曲线

图2为等轴组织和魏氏组织Ti80合金在不同热变形条件下的真应力-真应变曲线。从图2可以看出，Ti80合金流变应力随温度的升高而降低，随应变速率的增大而增大，属于温度敏感型和应变速率敏感型材料。在变形初期，由于位错密度迅速增加，加工硬化效果明显，流变应力在小应变量(ε<0.1)条件下迅速达到峰值。在两相区(≤990 ℃)变形时，随着应变量的增大，流变应力显著下降，说明发生了动态再结晶，引起的软化作用超过了加工硬化，当应变量继续增加时，动态再结晶引起的软化与加工硬化趋于平衡，流变应力趋于稳定；在单相区(1000 ℃)变形时，流变应力随应变量的增加呈现稳态特征，材料发生动态回复，软化作用与加工硬化相互抵消。这是由于Ti80合金在相变点以下为密排六方结构，层错能较低，不容易发生位错的交滑移，动态再结晶成为软化的主要方式；而温度达到1000 ℃时，发生α→β相变，Ti80合金呈现体心立方结构，层错能较高，容易发生位错的交滑移及攀移，所以超过相变点后合金更容易发生动态回复[9，10]。

图2 等轴组织和魏氏组织Ti80合金在不同应变速率下的真应力-真应变曲线Fig.2 True stress-true strain curves of Ti80 alloy with equiaxed and widmanstatten structure at different strain rates：(a,d) 0.01 s-1；(b,e) 1 s-1；(c,f) 10 s-1

进一步对比等轴组织和魏氏组织Ti80合金真应力-真应变曲线可以发现，在低应变速率下(0.01 s-1)，等轴组织不同温度下流变应力峰值均高于魏氏组织；而在高应变速率下(1～10 s-1)，等轴组织流变应力峰值均低于魏氏组织。在高应变速率下(1～10 s-1)，魏氏组织流变应力随应变量增大而减小的幅度大于等轴组织。图3为等轴组织和魏氏组织Ti80合金在不同应变速率下的流变应力减小幅度随温度的变化曲线。以应变速率10 s-1为例，在850～950 ℃温度区间，魏氏组织流变应力减小幅度分别为175、120、78 MPa，而等轴组织流变应力减小幅度分别为100、75、18 MPa，二者相差明显，说明魏氏组织动态再结晶的软化程度相比等轴组织更加强烈。进入单相区后，等轴组织和魏氏组织软化机制均为动态回复，软化作用较弱。

图3 等轴组织和魏氏组织Ti80合金在不同应变速率下的流变应力减小幅度随温度的变化曲线Fig.3 Variation curves of true stress reduction with temperature of Ti80 alloy with equiaxed and widmanstatten structure at different strain rates： (a) 1 s-1；(b) 10 s-1

2.2 变形温度对显微组织的影响

图4为在应变速率0.01 s-1、变形量60%条件下，等轴组织Ti80合金在不同温度热变形后的显微组织。变形温度为850 ℃时(图4a)，原始等轴α相明显长大并被拉长，呈大块长条状，α相晶界发生局部迁移变得曲折，转变β组织中的次生片状α相破碎，出现许多不规则的小颗粒状α相，说明Ti80合金发生了动态再结晶[11，12]。变形温度为900 ℃时(图4b)，大块长条状α相数量减少，球状α相增多，同时小颗粒状α相轮廓更加清晰，数量进一步增加。变形温度为950 ℃时(图4c)，等轴α相的数量明显减少，这是因为随着温度升高，溶质原子的扩散速率加快，α相向β相转变增多。变形温度为1000 ℃时(图4d)，由于此时温度已超过Ti80合金的α/β相变点，α相完全转变为β相，在随后的淬火中生成针状马氏体组织且β晶界清晰可见。

图4 等轴组织Ti80合金在不同温度下热变形后的显微组织Fig.4 Microstructures of Ti80 alloy with equiaxed structure hot deformed at different temperatures：(a) 850 ℃； (b) 900 ℃； (c) 950 ℃； (d) 1000 ℃

图5为在应变速率0.01 s-1、变形量60%条件下，魏氏组织Ti80合金在不同温度热变形后的显微组织。变形温度为850 ℃时(图5a)，连续完整的原始β晶界已经消失，晶界α相完全变形破碎，β晶粒内部大部分具有较大纵横比的片状α相破碎细化形成等轴颗粒，只保留少部分不同位向的集束状α相，表现出明显的动态再结晶特征。变形温度为900 ℃时(图5b)，残留的集束状α相进一步减少，颗粒状α相无明显变化，说明此时仍处于再结晶软化阶段。变形温度为950 ℃时(图5c)，集束状α相与900 ℃时相比变化不明显，而颗粒状α相有所长大，动态再结晶趋势减弱。变形温度为1000 ℃时(图5d)，α→β相变已经完成，在快速冷却过程中，β相转变为马氏体组织，β晶界不明显。

图5 魏氏组织Ti80合金在不同温度下热变形后的显微组织Fig.5 Microstructures of Ti80 alloy with widmanstatten structure hot deformed at different temperatures：(a) 850 ℃； (b) 900 ℃； (c) 950 ℃； (d) 1000 ℃

2.3 变形量对显微组织的影响

图6是等轴组织Ti80合金在应变速率1 s-1、变形温度950 ℃条件下，变形量分别为20%、40%、60%时的显微组织。当变形量为20%时(图6a)，原始态长条状α相基本被破碎，初生等轴α相数量明显减少，靠近晶界处发生了α相的动态再结晶，形成新的细小等轴晶粒。变形量增大至40%时(图6b)，残留的长条状α相完全破碎，细小等轴晶粒尺寸增大，等轴化趋势明显。当变形量达到60%时(图6c)，α相明显粗化。这可能是由于变形程度增大使得形变热效应提升，试样温度升高，金属原子快速扩散，导致晶粒明显长大。

图6 等轴组织Ti80合金经不同变形量热变形后的显微组织Fig.6 Microstructures of Ti80 alloy with equiaxed structure hot deformed at different deformation degrees: (a) 20%; (b) 40%; (c) 60%

图7是魏氏组织Ti80合金在应变速率1 s-1、变形温度950 ℃条件下，变形量分别为20%、40%、60%时的显微组织。当变形量为20%时(图7a)，初始状态β晶界仍清晰可见，晶界α相局部被打断和破碎，可以观察到晶界处有少量细小的再结晶晶粒，晶内集束片状α相出现了一定程度的扭曲。变形量为40%时(图7b)，β晶界完全消失，晶界α相被进一步破碎和细化，一部分晶内α相拉长并破碎形成短棒状α相和等轴α相，不再是连续的整体形态分布，同时晶内可观察到明显的α相动态再结晶现象。当变形量进一步增大至60%时(图7c)，再结晶程度也逐渐增大，组织中晶界α相和片状α相被进一步破碎，形成大量细小的短条状再结晶α晶粒，尺寸细小的等轴α相数量也显著增多。

图7 魏氏组织Ti80合金经不同变形量热变形后的显微组织Fig.7 Microstructures of Ti80 alloy with widmanstatten structure hot deformed at different deformation degrees: (a) 20%; (b) 40%; (c) 60%

通过上述分析可知，在相同变形参数下，变形量对等轴组织和魏氏组织Ti80合金组织演变的影响是不同的。对于等轴组织而言，α相再结晶晶粒尺寸随变形量的增加而增大，变形量为60%时组织粗化明显。而对于魏氏组织Ti80合金，随着变形量增大，集束片状α相逐渐被破碎、打断，由于动态再结晶作用形成细小的短条状和等轴α相，晶粒长大趋势不明显。

3 结 论

(1) Ti80合金为温度敏感型和应变速率敏感型材料，在两相区变形时软化机制以动态再结晶为主，在单相区变形时以动态回复为主。低应变速率条件下(0.01 s-1)，等轴组织流变应力峰值高于魏氏组织；高应变速率条件下(1～10 s-1)则相反，且魏氏组织动态再结晶的软化程度大于等轴组织。

(2) 在两相区变形时，随着温度升高，等轴组织基体中初生α相逐渐减少，次生片状α相由于动态再结晶作用破碎形成不规则小颗粒；魏氏组织晶界α相完全被破碎，β晶粒内部大部分片状α相破碎细化形成等轴颗粒，只保留少量不同位向的集束状α相。

(3) 变形量对Ti80合金组织影响显著。随着变形量增加，等轴组织中再结晶α晶粒尺寸增大，变形量为60%时组织粗化明显；魏氏组织中集束片状α相被逐渐破碎，形成细小的短条状和等轴再结晶α晶粒。