（材料加工工程专业论文）细晶tc4钛合金超塑性变形机制与行为表征.pdf

大连理工大学硕士学位论文 摘要 本文以不同晶粒尺寸( 2 岬、8 岬、1 8 岬) 的细晶t c 4 钛含金为原材料，通过超塑 性拉 搴实验，借助光学显微镜、扫描电子显微镜及透射电子显微镜等分析检测手段，对 其超塑j l 生变形力学行为、微观组织结构演化、超塑性变形机制及断裂机制等进行了深入 的研究，较系统地研究了变形参数( 温度、应变速率、晶粒尺寸) 与力学性能、组织结 构之间的相关性规律。结果发现，变形参数对1 4 合金的超塑性变形行为及变形机制有 显著的影响。 超塑性拉伸实验结果表明，在8 6 0 9 5 0 温度范围内，5 1 0 4 s 5 1 0 0 s 。恒应变 速率范围内，三种晶粒尺寸的t c 4 合金均具有良好超塑性。在最佳变形条件( 8 9 0 ， 5 1 0 4 f 1 ) 下，2 阻、8 陋、1 8 阻含金断裂延伸率分别为1 2 9 0 、9 1 0 、4 5 0 。在裰 同实验条件下，延伸率随着应变速率的增加而下降；随着晶粒尺寸的增大而下降；随着 变形温度的升高先上升后下降。 微观组织观察结果表明，较细晶粒( 2 8 雌1 ) k ：4 合金超塑性变形后，晶粒保持较 好的等轴性，初生伐晶粒粗纯，且变形温度越高、应变速率越小、原始晶粒越小，晶粒 长大越明显，长大速率越快；1 8 m 合金拉伸变形后初生a 晶粒等轴性下降，多数初生 a 晶粒细化，且变形温度越低、应变速率越大，晶粒细化越明显。细晶t c 4 合金超塑性 变形的主要机制是晶界滑动和晶粒转动，在最佳变形条件下，2 塾m 合金伴隧晶粒“癸壳” 位错滑移和攀移为协调机制；8 岫合金伴随晶界附近和晶粒内部位错滑移、攀移以及动 态再结晶为协调机制；1 8 岬合金超塑性变形机制由晶界滑动、晶粒转动和晶内位错运 动共同馆用，并以动态回复和动态再结晶为变形协调机制。随着原始晶粒的增大，应变 速率的提嵩，晶肉位错运动对k 霹合金超塑性交形量的贡献不断提高；同时，由于最内 位错密度增加，使得动态回复和再结晶成为超塑性变形的重要协调机制。 对t c 4 合金超塑性变形断口形貌进行扫描电镜分析，其结果表明，断口形貌呈现大 量的韧窝，晶界滑动特征骧显。2 瞰、8 陋合金断臼形貌显示没有发现空洞，1 8 陋合 金在较高应变速率5 l o - 3 s 1 下呈现出空洞形核、长大、连接和晶间断裂特征。 关键词：t c 4 钛合金；超塑性；晶界滑动；韧窝；空澜 细晶t c 4 钛合金超塑性变形机制与行为表征 n e s u p 叩l a s t i cd e f o m a t i o nm e c h a n i s ma n d b e h a v i o ro ff m e g r a i l l e d t c 4t i t a n i u ma l l o y a b s t r a c t t h es u p 唧l a s t i cb e h 州o ro f 矗n e 孕a i n c dt c 4t i t a l l i 啪a 1 1 0 y sw i t l ld i 胁e n ti n j t i a l 粤面n s i z e ( 2 p m ，8 p m ， 18 肛1 ) h a sb e e ns t u d i e d u i l i a 】【i a lt 饥s i l et e s t sa n dm i c r o s t m c t i 】r e 0 b s e a t i o nw i mo m ，s e ma r l dt e ma r ec a r r i e do u tt oe v a l u a t em es u p e 印1 嬲t i cm e c h a i l i c a l be ：h a v i o r ，m i c r o s 仃u c t u 】旧s ，d e f o n n a t i o na n df r a c t l l r em e c h a l l i s m t h er e s u l t ss h o wm a tt h e r ei s as i g n i 6 c 锄te f j 【e c to fd e f o m a t i o np a r 锄e t e r s ( t e n l p e r a t l l r e ，s 仃a i nr a t e ，黟a i ns i z e ) o n s u p e 印1 a s t i cb e h a v i o r 锄dd e f o m l a t i o nm e c h a i l i s mf o rt c 4t i t a j l i 啪a 1 1 0 y 1 1 1 er e s u l t so fs u p 唧1 枷ct e i l s i l et e s t si n v e s tm a tt c 4 a l l o yh a v eg o o ds u p 叩l 砌c 时a t 缸l et 蹦l p 懿l 船r er a i l g e8 6 0 - 9 5 0 a n dt h es 缸面nr a t e 嫩g e5 1 0 4 5 x 1 0 。s a te x p 谢m e n t c o n d i t i o n s ，t h ee l o l 培a t i o nd e c r e 嬲ew i ms 胁r a t ei m p r o v e d 嬲w e l l 觞i i l i t i a lg r a i ns i z e i i l c r e a s e d ，m o r e o v e r ，廿l ee l o n g a t i o nr a i s e 向髓l yw i 廿1t 锄1 p e r a t u r ei m p r o v e d ，a n dt l l e i l d e c r e 嬲e a tt h eo p t i m 啪d e f o m a t i o nc o n d i t i o n ( 8 9 0 ，5 1o _ 4 s - 1 ) ，m em a x i m 啪e l o n g a t i o n f o rm et c 4t i t a i l i u i i la l l o y s ( 2 肛m ，8 p m ，18 眦n ) i sr e s p e c t i v e l y12 9 0 ，9 10 a n d4 5 0 a n e rs u p 印1 a s t i cd e f o n i l a t i o n ，i i lt h ef i n e 一鲥n e d ( 2 岫8 岬) t c 4a l l o y s ，她g r a i l l s a r ee q u i a x e d ，m o r e o v e r ，p r i m a r ya g r a i n sg r o wa n dw h e nm et 锄p e r a t i l r ei sl l i g h e r ，m es t r a i n r a t ei sq u i c k m ei i l i t i a l 孕a i l ls i z ei s1 a r g e r 柚dm e 伊a i ng r o 、砒i sm o r eo b v i o u s 1 1 1n l e c 0 a r s e g r a i n e d ( 18 岬) t c 4a j l o y s ，t l em i c r o s t m c n 】r eh a sl i t t l ee q u i a ) 【e da - g r a i n sa n dl o t so f p r i m a r ya 一鲥n ss i z ed e c r c a s e t h em a i ns u p e 印1 a s t i cd e f o 锄i n gm e c h a n i s mo fm et c 4 a 1 1 0 y s i sd u et og r a i nb o u i l d a d ，s l i d i n g ( g b s ) a n d 伊a i nr o t a t i n g u n d e rt h eo p t i m u m d e f 0 肌a t i o nc o n d i t i o n ，i nm et c 4 a l l o yw i t h2 “m 黟a i ns i z e ，t l l eg b s i sa c c o m m o d a t e db y t l l ec l i m b i n ga i l d 西i d i n go fd i s l o c a t i o n si nt h e 访c i n i t yo fn l eg r a i nb o u n d a d e s ；i nm et c 4 a l l o yw i t h8 弘mg f i a i ns i z e ，t h eg b si sa c c o m m o d a t e db yt h em o v 锄e i l to fd i s l o c a t i o n s 协 g r a i n s a n dd ) ，1 1 锄i c r e c o v e 巧，r e c r y s t a l l i z a t i o n i i lm et c 4a l l o yw i t h18 “mg r a i ns i z e d e f o m a t i o ni sc o n t r o l l e db yg b s ，g r a i nr o t a t i n ga n dm em o v 锄e n to fd i s l o c a t i o n sw h i c ha r e a c c o m m o d a t e db yd y i l a m i cr e c 0 v e 巧觚dr e c r y s t a l l i z a t i o n t h el a r g e ro fi i l i t i a l 伊a i ns i z e ，m e 伊e a t e rc o n t r i b u t i o no fd i s l o c a t i o n sm o v e m e n tt os u p e 叩l a s i t cd e f o m a t i o n ( i c ks t r a i nr a t e 趾dl a r g ei n i t i a lg r a i ns i z et 锄dt og 即e r a t ed y i l 锄i cr e c o v e r ) r 锄dr e 哪，s t a l l i z a t i o nm o r ee a s i l y d u d n gs u p e r p l a s i t cd e f o m a t i o n t 1 1 es u p 唧l a s t i ct e i l s i l e 触c t i l r eg u r f a c eo ft c 4 t i t a i l i 啪a l l o y sa r e 锄a l y z e db ys e m t h er e s u l t si n d i c a t et h a tt h e 丘a c t o 孕印k c sp r c s e n tm a n yd i m 讲e s ，n l ef e a t u r eo fi n t e r 蓼a 芏】_ u l a r i i 大连理工大学硕士学位论文 s l i d i n gi s o b 访0 u s t h e r ei sn oc a 们够i nm e 仔a c n 】1 ef 断m es p e c i m e i lw i mag r a i ns i z eo f 2 8 “m ，b u tm es p e c i m e i l 嘶廿lag r a i ns i z eo f18 斗mf t i 鹏a p p e a rc a v 埘i m c l e a t i o n 锄d 舯w m 锄dl i l l l 【a g e 锄di n t e r g r a n u l a r 丘a c t u r ef e a t u r e k e yw o r d s ：t c 4t i t a i l i 啪a l l o y ；s u p 唧1 嬲t i c i t ) ，；鲥nb o l l l l d a r ys l i d i n g ；d i m p l e ；c a v i t ) r 独创性说明 作者郑重声明：本硕士学位论文是我个人在导师指导下进行的研究工 作及取得研究成果。尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方外， 论文中不包含其他人已经发表或撰写的研究成果，也不包含为获得大连理 工大学或者其他单位的学位或证书所使用过的材料。与我一同工作的同志 对本研究所做的贡献均已在论文中做了明确的说明并表示了谢意。 作者签名：笙雯塑瘙 日期： 洌占一6 一石 大连理上大学硕士研究生学位论文 大连理工大学学位论文版权使用授权书 本学位论文作者及指导教师完全了解“大连理工大学硕士、博士学位 论文版权使用规定”，同意大连理工大学保留并向国家有关部门或机构送 交学位论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅。本人授权大连理 工大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，也 可采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编学位论文。 作者签名： 鱼塑苍 导师签名： 大连瑷工大学硕士学位论文 1绪论 1 。1 一双相钛合金显微组织与性麓 1 1 1 双相钛合金显徽组织特点 钛以两种同素异构体存在：具有密排六方点阵的低温型( 伐钛) ，具有体心点阵的 高温型( 9 钛) 。钛合金一般按退火组织分为a 型，p 型及伐邙型三大类。叶p 型双相 钛合金在平衡状态下由c c 邮两相组成，两相的比例取决于合金成分，特别是p 稳定亿元 素的含量。国产叶p 型钛合金中d 相含量大约在5 乇0 范围内。两相的形态和分布与 热加工历史及热处理等工艺参数有直接关系，嚣此，双相钛合金的组织特点是高度多样 的，常见的有四种显微组织【l 吲。 ( 圭) 等轴酣6 组织 如图1 1 a 所示，其特点是在均匀分布的含量超过5 0 的初生等轴伐基体上分布着 一定数量的转变p 组织，转变d 是次生片状伐相和保留p 相的混合体。巍合金在低于相 交点3 乱5 0 下加热和变形时形成这种微观组织。这类组织的塑性、疲劳强度、抗缺口 敏感性和热稳定最好，但断裂韧性、蠕变强度差一些。等轴a 相对裂纹扩散有阻碍作用， 合金的塑蠖、疲劳强度与等辘瑾楣的数量、尺寸有缀大关系。然丽，等轴谨相本身豹性 能对热处理是不敏感的。在不同的热处理条件下，其显微硬度是基本不变的。热处理主 要是改变等轴程相的数量及转的形貌，通过改变多转的形貌，可在不降低合金塑性的 情况下提高其强度。 ( 2 ) 双态a 邯组织 如图l 。l b 所示，英特点是在转交组织的基体上分布着一定数量的等轴初生谨相， 但总量不超过5 0 。当合金在c c 邮区较高温度加热和变形时形成这种组织。 ( 3 ) 魏氏组织 如图1 1 c 所示，其特点是原始b 晶粒清晰完整，晶界0 【相非常明显，晶内仅相呈粗 大片状规则排列。当合金的加热和变形都在8 相区进行时形成这种显微组织【2 】：这类组 织的断裂韧性、蠕变强度最好，但塑性、疲劳强度、抗缺口敏感性、热稳定性、抗热盐 威力腐蚀性很差。其性能随伐片领域的大小和晶界a 的厚度而界，a 片的领域变小，晶 努氆变薄，综合性能好转。一般称这类组织为过热组织，在生产上应尽力避免。一旦出 现该组织，通过在两相区实行大的变形方可纠正。有研究表明，通过热处理的方法将其 改变为瘸篮组织或等轴组织是有可能的。 细晶t c 4 钛合金超塑性变形机制与行为表征 ( 4 ) 网篮o 【+ b 组钐l 如图1 1 d 所示，其特点是原始p 品粒边界c l 相已经不明显，晶内q 相变短变粗，在 原始p 晶粒轮廓内出现高度扭曲和类似网篮的片状组织。当合会在d 相区加热或开始变 形，在c c + p 相区的变形量不够大时形成这种显微组织。细小的网篮组织不仅有较好的塑 性、冲击韧性、断裂韧性和高周疲劳强度，还具有较好的热强性。同等轴组织相比，网 篮组织在热强性方面有无可争议的优越性，对于长期的高温和拉应力下工作的零件，最 好采用网篮组织。 幽1 1双相钛合金典型显微组织 a ) 等轴组织；b ) 双态组织；c ) 魏氏组织；d ) 网篮组织 f i g 1 1 t h et y p i c a lm i c r o s t r u c t u r eo fd o u b l e p h a s et i t a n i u ma 1 1 0 y a ) e q u i a x e ds t r u c t u r e ；b ) d u p l e xs t r u c t u r e ；c ) w i d m a n s t a t t e ns t r u c t u r e ；d ) b a s k e t w e a v es t r u c t u r e 1 1 2 显微组织对性能的影响 ( 1 ) 组织对常规性能的影响 3 】 在拉伸实验测定的常规性能中，不同组织对强度的影响不大，对组织最敏感的性能 是塑性，特别是断面收缩率。片状组织与球状组织相比，断面收缩率的下降可达 7 0 8 0 ，延伸率下降4 0 5 0 ，而抗拉强度和屈服极限的变化不超过1 0 2 0 。 大连理工大学硕士学位论文 ( 2 ) 组织对热强性的影响 钛合金的热强性是指高温下的拉伸强度、持久强度、蠕变强度。 片状组织的热强性要比球状组织的高。在四种典型组织中，网篮组织的热强性最好； 魏氏组织次之；等轴组织的最低；双态组织的热强性介于中间。 ( 3 ) 组织对疲劳性能的影响 光滑试样在对称循环高频应力作用下，球状组织比片状组织有更高的疲劳强度。同 时，组织越细疲劳性能越好。在四种典型组织中，等轴组织疲劳性能最好；双态组织次 之；再次网篮组织；魏氏组织疲劳性能最差。 ( 4 ) 组织对断裂韧性的影响 断裂特性包括断裂韧性、断裂强度、裂纹扩散速率。 在b 相区热处理得到的片状组织比在叶b 相区得到的球状组织有更好的断裂特性。 这是因为原始b 晶界和0 【束域的影响以及裂纹分叉而形成次生裂纹，使得裂纹在片状组 织中运动方向的改变比在球状组织中更为曲折，由于裂纹总长度的增加，需要更多的能 量，对更多的金属体积塑性做功。在双态组织中增加片状a 相的百分数，会增加断裂韧 性。在四种典型组织中，魏氏组织断裂韧性高、裂纹扩散速率小；在等轴组织中，初生 0 【相数量减少，断裂韧性增高；网篮组织介于中间；双态组织比等轴组织好。 钛合金的力学性能不仅受组织类型( 球状或片状) 及混合组织中各相比例的影响， 还取决于组织中与各相的形状和尺寸有关的一系列因素。球状组织和片状组织的比例最 佳化，才可能获得所需的力学性能。 1 1 3t c 4 钛合金组织与性能 t c 4 ( t i 6 a 1 4 v ) 合金【3 棚是一种典型的( 叶b ) 型钛合金，含有6 的伍相稳定元 素砧及4 的b 相稳定元素v 。t c 4 合金相变温度为9 4 0 1 0 0 0 ，熔点为1 6 0 0 左 右。通过固溶强化使仅相的强度得到提高。在退火状态下，合金中含有约7 p 相。当 从临界淬火温度t k ( 8 5 0 ) 淬火时可以保留约2 5 的p 相。保留的p 相在时效过程 中析出弥散的a 相，使合金能够通过热处理进行强化。和其他双相钛合金一样，根据不 同的热处理制度、变形条件可以改变两相比例及形态分布，从而获得所需要的力学性能。 t c 4 合金主要特点包括：组织稳定；性能变化范围大；适应性好，可满足不同的设计与 使用要求；最小抗拉强度达到9 0 0 n m m 2 ，直至4 0 0 还有较高的强度。总而言之，其 综合性能良好，即耐热性、强度、塑性、韧性、成形性、可焊性、耐蚀性和生物相容性 方面均达到较好的水平。 细晶t c 4 钛合金超塑性变形机制与行为表征 1 2 超塑性及变形机理 1 2 1 超塑性分类 随着越来越多的金属及合金实现了超塑性，以及与金相组织及结构联系起来研究 后，发现超塑性金属有着本身的一些特殊规律，这些规律带有普遍的性质，且不局限于 少数金属中。按照实现超塑性的条件，如应力、组织和温度等，可分为组织超塑性、相 变超塑性和其它超塑性三大类【7 j 。 ( 1 ) 组织超塑性 组织超塑性也称静态超塑性、细晶超塑性或结构超塑性，它是目前国内外研究的最 多的一种。一般单纯提到超塑性就是指这一类超塑性，如z n a l ，a 1 c u 、不锈钢、镍基 合金、钛合金、铜合金及一些黑色金属等的超塑性。获得组织超塑性应具备三个条件： 具有细粒、等轴、稳定组织。材料在变形以前，必须晶粒细化或超细化、等轴化， 并在变形期间要保持稳定。晶粒超细化的程度要达到( o 5 5 ) 岬，最大不超过1 0 岬。 但也有例外，如p 钛合金( 约5 0 0 岬1 ) ，p 黄铜( 约2 0 0 m ) ，纯铝( 约1 0 0 m ) 和s n s b 合金( 约2 0 0 岬) 等，虽具有大晶粒，也表现了很强的超塑性。 变形温度t 0 5 t m 。一般超塑性变形温度为材料绝对熔化温度的一半以上，此时 金属内部组织处于不稳定状态，变形激活能下降，原子热运动增加，超塑变形易于发生。 应变速率( 占) 缓慢。超塑性变形应变速率要慢，与原子扩散蠕变成形需要足够 的时间基本一致。 ( 2 ) 相变超塑性 相变超塑性也称动态超塑性、环境超塑性或变温超塑性。与组织超塑性相比，对相 变超塑性的研究较少，还不够成熟。相变超塑性是材料在变动频繁的温度环境下受到应 力作用时经多次循环相变或同素异形转变而得到很大变形。实现相变超塑性，材料必须 有固态可逆相变能力，但无需具有细粒、等轴、稳定的条件。在外载荷作用下，在相变 温度上多次循环加热和冷却能积累很大的超塑变形。但是由于它要求变形温度频繁变 化，给生产上带来困难，故实用上受到限制。 ( 3 ) 其它超塑性 短暂超塑性一又称i 临时超塑性，是指金属材料在一定条件下出现短时间的细而稳 定的等轴细粒组织并显示出的超塑性。它是在再结晶及组织转变时的极不稳定的显微组 织状态下生长的等轴细晶粒，并在晶粒长大前的短暂时间内快速施加外力，才能显示出 来。 一4 一 大连理工大学硕士学位论文 相变诱发超塑性一即“t p ”现象，它是材料由准稳定过冷奥氏体向马氏体转变过 程中产生的异常高的塑性。塑性的大小与转变量的多少、变形温度及应变速率有关。 f e n i 合金，f e m n c 等合金都具有这种特性。 1 2 2 变形机理 组织超塑性材料在较宽的应变速率范围内和高温变形时的对数应力应变速率曲线 通常被分为三个区域，即i 区、i i 区、区，如图1 2 所示。 图1 2 流动应力及应变速率敏感指数对应变速率的关系曲线 f i g 1 2 7 r h ec u e so fn o ws 仃e s sa n ds 佩nr 锄es e i l s i t i v i 够e x p o 鹏r l t s n a i nr a t e 通常认为i 区相当于蠕变类型的低应变速率区，区相当于一般塑性加工应变速率 区。i 区和i i i 区的应变速率敏感性指数m o 3 ，变形激活能接近晶界扩散激活能。由此可见，晶界滑动在超塑性变形中的 重要作用。一方面，由于在超塑性变形过程中晶粒的形状、大小，晶粒的长大、旋转、 重排，位错运动，相界组织【8 以训，晶界结构等有较大差别；另一方面，变形温度，应变 速率，外部作用应力及周围介质等加工条件对这些微观因素的交互作用还不能明确的描 述，因此，超塑性变形的机理还不能统一起来。但是，从定性的意义上来说，对组织超 塑性变形起主导作用的是一种晶界行为，即晶界滑动。晶界滑动曾被看作是唯一能够解 释变形过程中保持晶粒等轴性的机理。此外，还有晶粒转动。两相合金中，晶粒转动是 在晶界滑动阻力和相界阻力不同时发生的，相邻晶粒在协调过程中的差异也会引起转 动。但是目前对晶界滑动的微观过程尚未完全弄清楚，而且此机理在总变形中的贡献只 细晶1 4 钛合金超塑性变形机制与行为表征 占一定的比例( 有人估计一般不超过6 0 ) ，而其余的变形势必由其他的适应或调节过 程来完成。随着对超塑性变形机理的研究日趋深入，逐渐明确了超塑性形变是以晶界滑 动为主、扩散蠕变和晶内位错滑移等机理共同作用的结果。下面对目前的一些主要变形 机理【，j 作些介绍。 ( 1 ) 伴随扩散蠕变的晶界滑动机理 图1 3 为扩散蠕变理论模型示意图。该理论认为，高温低应力下位错密度很小，位 错能动性较差，因而位错运动不可能成为超塑性变形的主要形式。但是，超塑性变形时， 材料内部存在着大量的过饱和空位。在拉伸应力作用下，晶界上空位的化学势能产生变 化，垂直于拉伸轴的晶界处于高位能状态，平行于拉伸轴的晶界处于低位能状态，此时 会引起空位从高位能区向低位能区移动。空位的移动引起物质的原子向其相反方向移 动，从而引起晶粒沿拉伸方向伸长，在垂直于拉伸轴的方向缩短。 _ - 多 、夕 一 图1 3 扩散蠕变机理模型 f i g 1 3 1 1 l em o d e lo f d i 伍l s i o nc r e e p 根据扩散路径不同，扩散蠕变机理有两种，n a b 撇一h e r r i n g 提出的体扩散机理和 c o b l e 提出的晶界扩散机理。理论计算和实测结果表明：c o b l e 体扩散蠕变理论比 n a b 锄- h e r r i n g 晶界扩散蠕变理论更接近实际。在扩散蠕变理论中晶界滑动是个调节 过程，不会造成晶粒和变形织构的变化，也不需要位错滑动。 a s h b y v e r r a l l 提出了伴随扩散蠕变的晶界滑动模型。图1 4 为此模型示意图，其模 型由一组二维的四个六方晶粒组成。在垂直方向作用拉伸应力，使晶粒位置发生了变化。 一6 一 大连理工大学硕士学位论文 由初始状态a 过渡到中间状态b ，最后到达c 状态。结果晶粒位置发生变化但晶粒形状 没有改变。从初始状态变形到中间状态的调节应变由体积扩散和晶界扩散组成，而且晶 界扩散远远大于体积扩散，因而晶界发生滑动而晶粒形状不变，但整个晶粒群真应变达 到0 5 5 。 oo a ) b )c ) 图1 4a s h b y - v e m l l 晶粒换位模型示意图 a ) 初始态；b ) 中间态；c ) 终态 f i g 1 4 t h em o d e lo f g r a i n 缸? a n s p o s i t i o nb ya s h b y v e r r a u a ) i n i t i a ls t a t e ；b ) i n t e 咖e d i a l e ；c ) f i n a ls t a t e ( 2 ) 伴随位错蠕变的晶界滑动机理 b a l l h u t c h i s o n 模型 在多晶体晶界形成的三角晶界是晶界滑动的障碍。为此，b a l l h u t c h i s o n 等提出了一 种以位错运动调节晶界滑动的超塑性流动模型，图1 5 为此模型的示意图。这个模型由 位错协调，并以几个晶粒为一组作为晶界滑动单位。晶粒阻碍晶界滑动产生应力集中， 并由阻碍晶粒内部的位错运动加以松弛【1 1 j 引。研究结果表明：当变形温度高于0 4 t m 时， 晶界滑动是由位错攀移和位错滑移共同完成的；当变形温度低于0 4 5 t m 时，晶界滑动 可能是由晶界位错运动引起的。 晶界 滑动而 图1 5b a l l h u t c h i s o n 模型 f i g 1 5 硼他m o d e lo fb a l l - h u t c h i s o n 细晶t 4 钛合金超塑性变形机制与行为表征 g i f l ( i n s 模型 g i 伙i n s 模型认为晶界滑移变形时晶界会发生变形。晶粒滑移变形时，晶粒的核心 不参与变形，而表层参与变形流动，如图1 6 所示。假定在晶界三结点处或晶界滑移受 阻处，由于应力集中而产生的新位错，不穿过晶粒内部，而是在晶界上或晶界附近攀移 运动，以便配合晶界滑动的进行，位错运动只限于晶粒的外壳，位错在表面层的运动使 晶粒旋转。该模型认为晶界滑动是由晶界的位错运动引起的。后来，g i 蹦i l s 进一步完 善了该模型，提出“心部表层 模型，以此来解释晶间滑动变形。 图1 6 晶粒表层变形 f i g 1 6 t h ed e f o m a t i o ni nt l l eg r 2 i i | ls u r f k e 1 3 本文研究的目的、意义及方向 钛合金是2 0 世纪5 0 年代发展起来的一种重要的金属结构材料，钛及其合金因其比 强度高、耐高温，成为宇航工业的理想材料；因其良好的耐腐蚀性，又是航海、石油、 化工、医药等行业的理想材料；钛镍合金因其形状记忆功能，可用于卫星和飞船的天线、 宇航系统的油管密封和其它自控装置；钛合金的无磁性，钛铌合金的超导性，钛铁、钛 镁合金的储氢能力使其在高技术和尖端科学方面也发挥着重要作用l l4 。 钛合金作为航空航天用的轻质高温材料引人注目，但在加工中变形抗力高，并且由 于其弹性模量低，屈强比大，加工回弹严重，成形加工较困难，用常规的冲压、弯曲、 锻造加工方法很难加工出航空航天所需要的高强度高精度零件。由于它的机加性能差， 金属利用率只能达到1 0 2 0 ，导致机加费用也很高。此外，大的锻件冶金质量和显 微组织及性能不能控制，使性能质量波动很大。解决这些问题的办法之一是实现锻件的 净成型及成品的少无切削加工，而超塑性加工就是一种很好的方法。随着等温锻造、超 一8 一 大连理工大学硕士学位论文 塑成形等先进的近净成形技术的不断发展，对钛合金高温变形行为进行研究显得十分重 要。 研究表明大多数0 【+ b 双相钛合金( 尤其是t c 4 合金) 均具有良好的超塑性，利用 其超塑性，不需要特殊的预处理就能在一定条件下进行等温模锻或挤压成形，变形抗力 降低，金属流动性提高，填充性好，可以制造出复杂形状的精密零件。t c 4 合金的超塑 成形研究在航空航天工业领域获得了重要的应用价值，因此对t c 4 合金超塑性的研究一 直是国内外学者关注的问题1 1 5 。2 引。 本文主要是针对三种不同晶粒尺寸的细晶t c 4 钛合金超塑性行为进行研究，分析变 形温度、应变速率、晶粒尺寸对超塑变形主要特征参数：断裂延伸率、流变应力、应变 速率敏感指数、变形激活能的影响规律以及组织结构演变规律，从而分析细晶t c 4 钛合 金的超塑变形机制及断裂机制，提出适于细晶t c 4 合金的超塑性变形模型，为其超塑性 成形技术提供可靠的理论依据，从而拓宽t c 4 钛合金超塑性的应用范围。 细晶t c 4 钛合金超塑性变形机制与行为表征 2 细晶t c 4 钛合金超塑变形力学行为 2 1 引言 判断材料是否具有超塑性，以及超塑性好坏，最重要的指标是材料在超塑条件下拉 伸延伸率，延伸率愈大的材料当然超塑性愈好。材料的超塑性拉伸延伸率除与材料本身 组织结构有关外，还与变形条件，即应变速率和变形温度有关。只有掌握了这些影响因 素的规律以后，才能设法控制它们，以保证超塑性成形的顺利实现。 真应力一真应变曲线反映了流变应力与变形条件之间的内在关系，同时也是材料内 部组织性能变化的宏观表现。材料在热变形过程中，一般要同时发生两种过程：由于变 形使位错密度增加，引起应变硬化；由于回复和再结晶过程引起软化。真应力一真应变 曲线与材料的组织状态的变化有密切关系。 超塑性变形对应变速率很敏感，只有在一定的应变速率范围内才表现出超塑性。在 超塑性拉伸实验中，除了用延伸率表示超塑性能外，应变速率敏感指数m 也是一个重要 指标，它表示材料抗颈缩的能力。文献【7 】指出：一般认为m 之0 3 才表示材料具有超塑性 变形能力。m 值越大，材料的超塑性变形能力越强，延伸率越高。但由于材料的超塑性 变形有很多变形机制，且受很多因素影响，在某些情况下，纵然有高的m 值，延伸率也 不一定高。也就是说，高的m 值有可能获得较大的超塑性，但不一定与最大延伸率相对 应。 本章结合实验结果主要研究变形温度、应变速率、原始晶粒尺寸对t c 4 合金超塑变 形力学行为( 应力一应变曲线、力学性能) 的影响。 2 2 实验方法 本文实验用t c 4 ( t i 6 a 1 4 v ) 材料经过不同条件的热机械处理后，分别得到晶粒 尺寸为2 “m 、8 岬和1 8 岬的退火态板材，板厚2 m m ，其化学成分如表2 1 所示。用线 切割机在t c 4 板材上切取拉伸试样，试样长度方向平行于热加工方向。试样尺寸如图 2 1 所示，标距段尺寸为1 0 m m 6 m m 2 n l i l l 。用水砂纸对拉伸区打磨，以消除线切割加 工过程中试样表面粗糙，避免表面微裂纹影响拉伸实验结果。 超塑性拉伸实验在m t s 一8 1 0 拉伸试验机上进行。加热装置由电阻式高温加热炉和 三组热电偶温控器组成，最高加热温度1 0 0 0 ，温控精度士1 ，环境气氛为空气，试 样表面涂覆抗氧化防护涂料。加热到指定温度后保温1 0 分钟后开始拉伸，试样拉断后 立即从炉内取出水淬冷却，以保留变形时的组织形态。在试验中采用计算机编程控制试 大连理工大学硕士学位论文 样以恒应变速率变形，并采集位移、载荷等实验数据，形成数据文件。用o r i g i n 数据处 理软件进行数据处理分析，绘制真应力一真应交曲线。 第一章提到，钛合金高温变形后的组织和机械性能主要取决于变形温度、应变速 率、变形程度、冷却速度等工艺参数，其中变形温度和变形速度是最重要的影响因素。 本实验点选择如下： ( 1 ) 拉伸温度( ) ：8 6 0 ，8 9 0 ，9 加，9 5 0 ( 2 ) 拉伸应变速率( s ) 5 1 0 q ，l 1 0 一，5 1 0 a 表2 。l 戏：毒含金的化学成分( 嘲：) t a b 2 1t h ec h e m i c a lc o m p o s i t i o n 合金元素 杂质元素含量，不丈予 a lv f econ 5 5 0 6 7 53 5 0 4 5 0o 5o 10 2o 0 5 l 一 一 j 囫 ， 、 1 0 4 s 图2 1 拉伸试样示意图 f i g 。2 。l t ks c h e m 撕cd i a 彰搬o f t e 觳s i l cs p c c i m e 耗 2 3 工艺参数对超塑性拉伸力学行为的影晌 2 3 1温度对拉伸力学行为的影响 图2 2 为不同晶粒尺寸的t c 4 合金在应变速率害一5 1 0 r 4 s 。1 时，不同温度下拉伸变形 的真癍力一真应变曲线。可以看出，在变形初期均表现为应交硬化。变形初期的应变硬 细晶t c 4 钛合金超塑性变形机制与行为表征 化主要是由于位错源开动引起位错增殖造成的。当达到屈服后，2 岬试样在变形过程中 均表现出不同程度的持续应变硬化行为，且温度越高，硬化速率越快( 图2 2 a ) 。 p 北u 墩a r 【1 5 】、m i k e 【2 4 】研究也认为具有极好超塑性的t c 4 合金在变形过程中存在应变硬化 现象，适当的硬化能够有效的抑制颈缩。硬化速率越慢，流变应力越稳定，越容易获得 高的延伸率。在8 9 0 时曲线呈稳态流变特点，此时获得最大延伸率：1 2 9 0 。8 岬试 样和2 岬试样真应力一真应变曲线具有相似的特征( 图2 2 b ) ，在8 9 0 时稳态流变特 点明显，温度升高，应变硬化显著。同样变形条件下，1 8 岬试样在各变形温度下曲线 走向大致相同( 图2 2 c ) ：在应变初期产生应变硬化行为，在应变量达到o 5 左右时应 力达到峰值，而后在变形中后期开始缓慢软化，直至断裂，且温度越高，软化速度越慢。 1 8 岬试样在9 2 0 9 5 0 较高温度区间并没有表现出2 肛m 、8 p m 试样持续的应变硬化行 为。应力一应变曲线表现出不同的特点，也预示着其变形机制存在差异。 一般金属材料的超塑性变形常常出现应变硬化现象，发生应变硬化的原因有两个： 一是由于超塑性变形时导致晶粒长大，晶界面积减小，滑移系数量受到限制，协调过程 难以进行，造成应力集中，导致硬化；二是产生位错塞积。由于变形过程中只有处于有 利取向的晶界能够发生滑动并参与合金变形，其余晶粒特别是粗大晶粒仍发生晶内滑 移，晶内滑移造成位错数量急剧上升，导致位错塞积，引起应力上升。t c 4 合金超塑性 变形过程中的晶粒长大现象已经逐渐被研究者发现，l e e 【l 副通过组织观察发现，t c 4 合 金变形时晶粒长大是造成硬化的重要原因。发生应变软化的原因主要是由于发生了动态 回复、再结晶。t c 4 合金的超塑性变形温度大大超过其再结晶温度( 7 5 0 8 5 0 ) 【j j ， 在超塑变形时，由于畸变能的聚集会大大加速动态再结晶的发生。稳态流变现象可能是 动态再结晶与晶粒长大和位错密度增大交互作用并达到一种动态平衡的结果。为了明确 本实验t c 4 合金超塑性变形曲线的成因，需要结合变形后试样的微观组织结构进行分析 说明( 后章节详细论述) 。 从图2 2 各图还可以发现：真应力一真应变曲线多呈锯齿状。变形曲线是变形机理 的宏观反映，应力应变曲线的锯齿状反复振荡反映了超塑性变形过程中应力集中与应力 松弛过程的突发和不均匀性，是应变硬化和软化不断交替进行造成的宏观表现。动态再 结晶发生是由于畸变能聚集的结果，而畸变能聚集的原因有：1 ) 晶粒分布不均匀和晶 粒形状不规则，在变形时必然在其界面处产生应力集中阻碍晶界滑移，再结晶则会松弛 应力；2 ) 当应变速率较大或晶粒尺寸较大时，变形很容易在晶间甚至晶内产生较大的 畸变能聚集，能量的聚积增加了再结晶的驱动力：3 ) 应变不断增加的过程也就是畸变 能聚集的过程，同时也是再结晶形核的过程。应力集中造成不断硬化，当应力达到一定 大连理工大学硕士学位论文 程度的时候引发再结晶，再结晶以及由于颈缩引起的应力下降产生软化效应，再结晶后 的晶粒继续变形、长大，又会引起新的硬化产生，如此反复，出现了锯齿状的流变应力 曲线。 t r u es t r a i n - t r u es t r a i n - 一1 3 毋乱乏d-s暑己卜 乃乱乏d-so暑03_i卜 细晶1 4 钛合金超塑性变形机制与行为表征 t r u es t r a i n - 图2 2 不同变形温度下1 4 合金真应力一真应变曲线 f i g 2 2 t h et m es 仃e s s s 仃a i nc u e so f t c 4a l l o ya td i 俄r e n tt e m p e r 孤鹏s 表2 2 、2 3 、2 4 为不同晶粒尺寸的试样在各变形条件下超塑断裂延伸率。研究发现， 三种晶粒尺寸的t c 4 合金在相同的应变速率5 1 0 4 s 以条件下变形时，随着温度升高，延 伸率均先升高后降低，在8 9 0 获得最大值，9 5 0 时延伸率明显下降( 见图2 3 ) ，在 其他应变速率下变形，温度对延伸率的影响也具有同样规律。只有1 8 岬合金在较高应 变速率5 1 0 。s 以条件下变形时，最大延伸率出现在9 2 0 ，这表明随着应变速率的增加， 最佳变形温度有向更高温度发展的趋势。这是由于大晶粒和较高应变速率都更容易造成 应力过大，只有在更高的变形温度下才能更快的使集中的应力得以松弛，从而使晶界滑 动过程顺利进行，获得最大延伸率。t c 4 合金的超塑延伸率在实验温度区间并非不断升 高，而是在8 8 9 2 0 温度区间表现出较大延伸率。 表2 22 岬t c 4 合金断裂延伸率 t a b 2 2t i l ee l o n g a t i o nf o rt c 4a l l o y sw i t h2 p m 铲a i ns i 孺 7 7 p 8 6 08 9 0 9 2 09 5 0 占卜 5 1 0 - 4 1 0 0 0 ( 末断) 1 2 9 0 1 l1 5 5 2 5 1 1 0 。3 1 1 3 0 1 1 8 0 1 0 2 0 5 0 0 5 1 0 3 6 6 0 1 0 2 0 5 7 0 3 3 5 佰止乏bm匕：l仂：i卜 大连理工大学硕士学位论文 表2 38 岬t c 4 合金断裂延伸率 t a b 2 3t h ee l o n g a t i o nf o rt c 4a l l o y sw i t h8 斗m 铲a i ns i z e i = ， 8 6 08 9 09 2 0 9 5 0 占s 5 1 0 47 9 0 9 1 0 6 8 0 5 1 3 l 1 0 37 4 0 7 9 0 6 6 0 4 8 3 5 1 0 。32 9 0 4 8 0 3 3 0 3 0 0 表2 41 8 岬t c 4 合金断裂延伸率 t a b 2 4t h ee l o n g a t i o n 矗wt c 4a l l o y sw i t hl8 岬伊a i ns i z e p 8 6 08 9 09 2 09 5 0 5 1 0 - 43 8 0 4 5 0 4 3 0 2 7 6 l x l o 。33 0 1 4 2 0 3 4 6 2 3 0 5 1 0 。32 2 0 2 5 6 2 9 6 1 8 3 零 、 c o j 眄 功 功 c o 山 t e m p e r a t u r e 。c 图2 3 超塑断裂延