高强韧钛合金热加工变形特征及其影响因素

黄朝文，赵永庆，辛社伟，葛　鹏，周　伟，李　倩，曾卫东

(1.西北工业大学　凝固技术国家重点实验室，陕西　西安　710072)(2.西北有色金属研究院，陕西　西安　710016)



高强韧钛合金热加工变形特征及其影响因素

黄朝文1 ,2，赵永庆2，辛社伟2，葛鹏2，周伟2，李倩2，曾卫东1

(1.西北工业大学凝固技术国家重点实验室，陕西西安710072)(2.西北有色金属研究院，陕西西安710016)

高强韧钛合金作为结构材料在航空、航天等领域中具有不可或缺的地位，是钛合金发展最为重要的方向之一。综述了几种典型高强韧钛合金热加工过程中热变形激活能(QD)、流变应力及再结晶特征等最新研究进展，总结了合金成分、热加工参数及初始显微组织等因素对高强韧钛合金热加工变形的影响规律。最后，针对高强韧钛合金的热加工研究提出了建议，以期为现有高强韧钛合金的广泛应用及新型合金的研制提供参考。

高强韧钛合金；热加工；形变机制；组织演化；再结晶

recrystallization

0　引　言

近β及亚稳β钛合金因具有较高的强度(σb≥1 100 MPa)和良好的韧性(KⅠC≥55 MPa·m1/2)，又被称为高强韧钛合金。这种钛合金具有优异的疲劳强度、良好的可加工性和可热处理强化性能，尤其是较好的淬透性，被广泛用于制作起落架转向梁和骨架等大型飞机结构件[1-5]，在航空、航天等领域结构材料中具有不可或缺的地位，是钛合金发展最为重要的方向之一。表1列出了当前国内外几种高强韧钛合金的典型力学性能[6-18]。

与近α及两相钛合金相比，高强韧钛合金因合金化程度高，在热加工过程中具有不同的变形特点。例如β稳定元素含量高会强烈降低钛合金的相变点(如高强韧近β型Ti-55531和Ti-1023合金的Tβ都在800 ℃左右，而中强两相TC4钛合金的Tβ约为995 ℃，近α型Ti-5Al-2.5Sn合金的Tβ约为1 050 ℃)，

表1　　　　几种高强韧钛合金的典型力学性能

导致热加工温度低、变形抗力大及组织不均匀性提高等。因此，研究高强韧钛合金的热加工变形特征对于控制其组织和性能是非常重要的。

本文对近几年国内外高强韧钛合金热加工变形行为的研究成果进行了整理，系统阐述了高强韧钛合金热加工过程中热变形激活能(以下简称QD)、流变应力及再结晶的特征。从合金成分、热加工参数及初始显微组织等方面，总结了不同因素对高强韧钛合金热加工的影响规律。另外，针对高强韧钛合金的热加工研究提出了几点建议，以期为现有高强韧钛合金的推广应用及新型合金的研制提供参考。

1　高强韧钛合金的热加工变形特征

高强韧钛合金的力学性能主要受α相的含量、尺寸、形态及分布等因素控制[19]。改变α相特征的主要方式有热加工和热处理，其中，热加工可使粗大α片破碎成细小等轴状。锻造是高强韧钛合金的主要热变形方式，即对合金进行反复加热和镦拔，通过合金组织的静态与动态再结晶，使合金组织细化。同时，通过调整锻造过程中的工艺参数(如温度、变形量、变形速率等)，控制钛合金的相变形式从而获得所需要的组织形态[20]。

高强韧钛合金热加工过程的研究重点是合金的QD、流变应力及再结晶行为等。以下将从这几个方面阐述高强韧钛合金热加工过程不同于近α型及两相TC4钛合金的特点。

1.1高强韧钛合金热加工过程的QD及流变应力特征

高强韧钛合金的锻造通常在β单相区或靠近β相变点的α+β两相区进行，其不含或只含少量α相。因此，虽然α相对QD及流变应力有一定影响，但主要与β相相关。

表2列出了几种典型高强韧钛合金及两相TC4钛合金的热加工变形参数[8, 13, 21-30]。由表2可知，所有合金在β单相区的QD比其在α+β两相区的QD低，这是受α相的影响所致。并且，在α+β两相区，温度越低，α相含量越高，合金变形所需的QD也越高。这是因为hcp结构α相的自扩散激活能比bcc结构β相的高。此外，高强韧钛合金的QD普遍较两相TC4钛合金的QD低。例如，应变速率为10-3～10-1s-1、温度为1 000～1 075 ℃时，Ti-5553合金的QD均值188 kJ/mol,约为TC4钛合金QD均值376 kJ/mol的一半。由于高强韧钛合金在β单相区的QD与纯钛β相的自扩散激活能153 kJ/mol接近，因此，文献[29,31]认为此时高强韧钛合金的热变形机制主要为β相的动态回复。然而，TC4钛合金在β单相区的QD远高于β相的自扩散激活能，即TC4钛合金在β单相区的热变形机制为扩散以外的变形机制起主导作用[32]。文献[21]研究发现TC4钛合金在β单相区的热变形机制主要为动态及亚稳态再结晶。在β单相区，高应变速率(≥1 s-1)下，Ti-15-3[13]、TC21[22]、Ti-1300[24-25]、TC18[26-27]、Ti-1023[30]、Ti-5553[28, 32]等高强韧钛合金的流变应力曲线均出现锯齿状非连续屈服，在两相TC4钛合金[21]及近α型TA7钛合金[8]中都没有发现此现象。Weiss I[8]和Zhu Y[22]认为，这种锯齿屈服是由于晶界处移动位错增殖导致的。

表2　　　　几种典型高强韧钛合金与TC4钛合金在β单相区及α+β两相区的热加工变形参数对比

图1为几种高强韧钛合金和TC4钛合金在平均流变速率为1 s-1时，流变应力与锻造温度(T)及相对温度(T-Tβ)的关系图。由图1可知，相同温度下，除Ti-1300外，TC18、Ti-55531、Ti-1023等高强韧钛合金的流变应力普遍低于两相TC4钛合金。但若用锻造温度T与合金相变点温度Tβ的差值(T-Tβ)表示流变应力与温度的关系，则TC18、Ti-55531、Ti-1023、Ti-1300等高强韧钛合金的流变应力均高于TC4钛合金。这种相对较高的流变应力主要是由合金化元素的固溶强化导致的。一方面，高强韧钛合金在较高温度下，晶粒粗大，晶界少，且高温下晶界强度低于晶内；另一方面，晶内固溶了较多的合金元素，会产生显著的固溶强化效应。二者的共同作用使高强韧钛合金的热变形抗力明显高于两相TC4钛合金。

图1　　　　几种高强韧钛合金和TC4钛合金在平均流变速率为1 s-1时，流变应力与温度、相对温度的关系图 Fig.1　　　　Flow stress as a function of temperature and relative temperature for several high strength-toughness titanium alloys and TC4 alloy deformed at an average flow rate of 1 s-1

1.2高强韧钛合金再结晶的特征

高强韧钛合金在β单相区和α+β两相区有不同的再结晶行为。

在β单相区锻造时，由于不存在α相，其典型的组织演化为β相的动态回复与再结晶[33]。其再结晶过程为:β晶粒在外力作用下，沿垂直于压应力和平行于拉应力方向被拉长；然后随变形量的增加，位错密度增加，β相的动态回复使β晶界多边化呈锯齿状；之后，伴随大角度晶界在初始β晶界附近形成粗大的亚晶，亚晶旋转形成细小的β新晶粒。由此可知，β相的动态回复是β相动态再结晶的前期阶段。高强韧钛合金再结晶受应变速率、微区结构等因素影响。研究发现[24]，Ti-1300合金在β相区变形时，低应变速率下，合金的变形机制以动态再结晶为主，高应变速率下，以动态回复为主，动态再结晶程度较低。Ti-5553合金在β相区锻造时[28]，主要机制为在初始β晶粒的晶界附近连续动态再结晶，而β晶粒内部再结晶较少。

在α+β两相区锻造时，除β相的再结晶外，还增加了α相变形、α/β界面及α/α亚晶界等对高强韧钛合金再结晶行为的影响。如片层α相弯曲、破碎、再球化，β相侵入α相和α/α亚晶界的滑移分离等[34-35]。但与近α相及两相TC4钛合金相比，高强韧钛合金两相区锻造的相对温度(T-Tβ)较高，锻造过程中α相含量少，再结晶特点仍主要与β相相关。Ti-5553合金在α+β两相区锻造时[28]，随着变形温度的升高，晶界处的位错胞结构演化为亚晶结构，动态再结晶增强。Ti-5553合金在700 ℃、高应变速率下，再结晶以形成亚晶为主，晶粒有择优取向；低应变速率下，晶粒呈随机取向。TC18钛合金在600、800 ℃热加工过程中[34]，合金组织变化主要受β相的亚组织演化控制。800 ℃时，β相大量回复形成稳定的α相亚结构，相应的亚晶直径约为1.5 μm。然而，由于扩散较慢，使800 ℃时再结晶不完全。600 ℃时，β相的回复过程更慢，导致β基体更大程度的细化。然而，β基体中粗大α片呈非均匀分布，使组织细化不均匀。与800 ℃热加工相比，600 ℃时较多的α相促进新的大角度晶界形成。同时，亚稳β相在热加工过程中分解，产生非常细小的α板条，形成晶粒尺寸为0.5 μm的超细晶。

2　高强韧钛合金热加工变形的影响因素

影响高强韧钛合金热加工变形的因素很多，主要有合金成分、热加工变形参数、初始显微组织等，其中热加工变形参数包括变形温度、应变速率、应变量和锻后冷速。

2.1合金成分

合金成分对高强韧钛合金热变形行为有强烈的影响。首先，合金成分强烈影响高强韧钛合金中β相的稳定性，进而影响合金的β转变温度Tβ[19, 36]。图2为合金元素及Mo当量与Tβ的关系图。通常，高强韧钛合金中含有大量促进β相稳定的元素，如Cr、Fe、V、Mo、Nb等，添加这类元素可增加合金的Mo当量，促进β相稳定，扩大β相区，降低Tβ。例如，将Ti-5Al-2.5Sn(TA7)合金中的Sn去掉，添加5%(质量分数，下同)Mo、5%V、1%Cr和1%Fe则为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe (TC18) 合金，其Tβ由1 050 ℃降至约875 ℃。又如，将TC18钛合金中的Cr元素增加至3%，Fe元素减少至0.5%，则为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.5Fe(Ti-5553)合金，其Tβ由875 ℃降至约850 ℃。另外，高强韧钛合金中常含有Al元素，可促进α相稳定，缩小β相区，提升Tβ[19]。例如，TC18钛合金中的Al含量比TB10钛合金高2%，其余元素含量相差不大，但TC18钛合金的Tβ远比TB10钛合金高。通常认为中性元素Zr对合金的Tβ影响较小，但是F.Warchomicka等[29]研究发现向Ti-5553合金中添加1%的Zr元素，合金的Tβ会显著下降，由原来的850 ℃降至803 ℃。其次，合金元素种类及含量会显著影响高强韧钛合金热变形的流变应力。合金元素含量越高，种类越多，固溶强化程度越大，流变应力越高[36]。从图2可以看出，Ti-55531合金元素种类较Ti-1023合金多，但总的元素含量比Ti-15-3低，所以，Ti-55531合金热变形时的流变应力高于Ti-1023合金，但低于Ti-15-3合金。另外，添加Al元素会显著降低层错能，增加动态再结晶的机率。如Ti-Al 系钛合金加入 3%和6%的Al，其层错能分别降到 0.208 J/m2和0.132 J/m2，达到中等层错能级别[37-38]。

图2　　　　合金元素及Mo当量与Tβ的关系图Fig.2　　　　Variation in Tβ with alloy composition and molybdenum equivalent

总之，合金成分对高强韧钛合金热加工变形行为的影响主要体现为对Tβ、变形抗力及层错能的影响。

2.2热加工参数

高强韧钛合金的组织形态是通过控制热加工工艺参数获得的，目前主要的工艺参数有变形温度、应变速率、应变量和锻后冷速。上述热变形参数对合金热加工都有显著影响，制定合理的热加工工艺是控制加工件不开裂的关键[20, 39]。

首先，变形温度涉及合金加工过程中的动态和静态再结晶、热塑性以及有效变形抗力，是控制合金组织形态的关键因素。一方面，温度影响晶界迁移，从而影响再结晶。研究发现[24]，Ti-1300合金的变形温度越高，原子自由能越高，晶界迁移率越高，再结晶越容易，材料的变形速率敏感性越高。另一方面，温度影响α相形态及含量，进而影响合金的再结晶及流变应力。 TC18钛合金在两相区热变形过程中[39-41]，片状α相弯曲、破断，形成细小等轴的项链状组织。提高变形温度可促进α相球化，降低流变应力。

其次，应变速率对高强韧钛合金热加工有重要影响。一方面，应变速率对流变曲线及流变应力有一定影响。应变速率降低，合金流变应力下降。这是因为随着应变速率的降低，位错滑移增加，位错增殖速率较慢，加工硬化降低。此外，在β相区变形，应变速率大于1 s-1时，流变曲线常出现明显的锯齿波现象，且锯齿波动程度随变形速率的增加而更加明显[32]。另一方面，应变速率对形变机制有明显影响。研究发现[26]，TC18钛合金在910 ℃、应变速率大于1 s-1时，因变形温度较高且变形时间短，组织出现局部流变失稳现象。热锻Ti-5553合金时，应变速率不同，其变形机制亦不同[28]。在低应变速率下，β晶界呈锯齿状，在初始β晶界附近，伴随大角度晶界形成粗大的亚晶和新的细小晶粒；在高应变速率下，β晶粒被拉长比较明显，晶界相对光滑，形成的亚晶和细小晶粒数量较少。另外，低温快速变形可促进片层α相的弯曲扭结，高温慢速变形可促进片层α相的破碎。

此外，应变量对高强韧钛合金的热加工变形机制和组织演化也有很大影响。应变量是影响合金动态和静态再结晶的关键因素。随着应变量的增加，形变储能增加，再结晶驱动力增大，再结晶数量增多，新晶粒细小。Ti-5553合金热加工变形时[29]，较高的应变速率下，增加应变量，β相的晶格旋转加剧，这种旋转会使初生β晶界取向差增大，进而在β初始晶粒附近通过动态再结晶晶格旋转形成新的大角度晶界。α+β相区低应变速率变形和β相区小变形的特征均为β相的动态回复。随着应变量的增加，大角度晶界和平均错配度也增加，由此产生几何动态再结晶。原因是初始β相随应变量的增加被拉长变得平坦，晶界呈锯齿状，部分晶界破断形成β亚晶。S.L.Raghunathan等[42]研究发现，Ti-1023合金热变形时，随着应变量的增加，在β亚晶墙附近聚集的位错数量增加，导致亚晶的错配度增加。应变量对合金热变形过程的流变应力也有一定影响。流变应力随应变量增加先急剧上升，至峰值应力后逐渐减小至恒定应力。Ti-1023合金的流变应力曲线在应变约为0.05时出现一个峰值，接着出现应变软化；当应变增加到约为0.3时，基本达到稳态流变[42]。

另外，锻后冷速对加工件的组织和强度有显著影响。通常认为，锻后冷速主要影响晶界α相片层厚度，进而影响合金性能。但S.K.Kar等[20]在研究Ti-5553合金锻后冷速对合金力学性能的影响时发现，锻后冷速对晶内α相形态及合金性能有很大影响。β相区加工时，冷速越快，α盘的长宽比越小，同时α盘数量越多，密度越大，α/β界面增多，屈服强度增大。但另一方面，α盘长宽比减小，使β基体有更多连接，又使屈服强度降低。这两种组织相反的影响导致合金从再结晶温度以中等冷速(≈15 ℃/min)冷却时可获得最大的屈服强度。α+β相区加工时，冷却过程生成的α片层较细少，多数情况下沿β相界分布的α相呈断续状。冷速越高，β转变组织内α片层越薄。如果冷却速度极高，比如水淬，通常在β晶粒内生成细针状α"马氏体，在随后的热处理过程转变为细片层的α相。

总之，热加工参数对高强韧钛合金的变形行为有强烈影响，且各参数的影响有所不同。温度首先影响相组分，其次影响流变应力及变形机制；应变速率影响晶界迁移及位错密度，从而影响流变应力及回复再结晶；应变量影响合金形变储能、再结晶及流变应力；锻后冷速主要影响析出α相尺寸及形态，进而影响合金性能。

2.3初始显微组织

高强韧钛合金初始显微组织对热变形也有一定影响[30]。在热加工过程中，β基体会破断形成细小的组织，片层α相会弯曲破碎球化。通常，全β相合金的热加工变形机制主要为β相的动态回复及连续动态再结晶[37]，但若合金组织中有片层α相，则变形机制为片层α相的聚集、破碎及球化，β相的动态回复及α相的动态再结晶的混合机制。Li C等[40]研究TC18钛合金热变形时发现，片层α相的厚度显著影响合金热加工过程中的变形抗力。厚片层α相对塑性流变强烈的阻碍导致合金有较高的变形抗力，但厚片层的旋转可减小变形早期的连续流变软化。相反，薄片α相整体或传递式的移动，不存在明显的片层转动，所以对塑性流变的阻滞较小，合金则表现出较低的变形抗力和轻微连续的流变软化。O.P.Karasevskaya等[41]研究发现，TC18钛合金在热加工过程中经历的加工硬化、屈服以及较长时间的稳态流变很大程度上与合金中α相的形态演变相关。相同条件下，含片层α相合金的流变曲线峰值应力和流变应力比含球状α相合金的相应应力值高。另外，对于超细晶合金，热加工变形时，细片α相对变形的影响是多方面的。一方面，拥有较高溶解激活能的薄片α相阻止α相的大量溶解，提高流变应力；另一方面，细片α易破碎形成新的α晶粒，同时降低合金的流变应力。总体而言，超细晶合金热加工变形时变形抗力比粗晶大，但其延展性好，不易开裂。

总之，初始显微组织尤其是α相的形态、尺寸及含量会显著影响高强韧钛合金热变形过程中的流变应力及变形机制。长片层α相较等轴α相易断裂细化，但其流变抗力更高；片层α相厚度越大，其变形抗力也越大；超细晶合金的变形抗力与粗晶相比较大，但延展性好，变形时不易开裂。

3　结　语

国内外对高强韧钛合金的热加工进行了大量研究，已获得很多研究结果。但由于高强韧钛合金组织对热加工参数较为敏感，所以就其热加工行为仍有很多问题尚未解决。例如，由于尺寸效应，对于高强韧钛合金大尺度部件热变形过程，不同部位的温降对其变形机制和组织演化的影响，以及变形后冷却过程的组织演变情况研究较少，缺少相关基础数据等。因此，未来高强韧钛合金热加工的研究重点在于：①研究热变形过程中试样不同区域的温度差异，以及其相关的热加工变形机制和组织演化情况；②开展热加工过程因不同区域变形量的不同而导致的组织不均匀性及零部件性能不均匀性的研究等。

通过深入开展上述研究，以期掌握高强韧钛合金热加工变形相关机理，获得综合性能更好的高强韧钛合金，满足不断发展的航空航天结构件的需求。

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Hot Deformation Characteristics of High Strength-toughness Titanium Alloys and its Influencing Factors

Huang Chaowen1 ,2, Zhao Yongqing2, Xin Shewei2, Ge Peng2, Zhou Wei2, Li Qian2, Zeng Weidong1

(1.State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China) (2. Northwest Institute for Nonferrous Metal Research, Xi’an 710016, China)

High strength-toughness titanium alloys have gradually attracted considerable attention as important engineering materials in aerospace and aircraft industries. The research progress of activation energy, flow stresses and microstructure development of high strength-toughness titanium alloys during hot working is then overviewed and concluded. Different influences of alloy composition, deformation factors and microstructure on plastic deformation mechanisms of high strength-toughness titanium alloys are summarized. Finally, some advices about the hot process of high strength-toughness titanium alloys are also made, in order to provide some valuable references to design and explore new high strength-toughness titanium alloys with better comprehensive performance.

high strength-toughness titanium alloys; hot working; deformation mechanisms; microstructure development;

2015-10-08

国家自然科学基金项目(51471136)；国家国际科

黄朝文(1988—)，男，博士研究生。

TG319

A

1009-9964(2016)01-0008-07

技合作项目(中法合作)(2015DFA51430)；陕西

省科技统筹创新工程计划项目(2014KTCQ01-38)；

陕西省重点科技创新团队计划钛合金研发创新团

队项目(2012KCT-23)