tc18钛合金高温变形行为与微观组织演变研究

StudyonHighTemperatureDeformationBehaviorandEvolutionoftheMicrostructureofTC18TitaniumAlloyAThesisSubmittedtoChongqingUniversityinPartialFulfillmentoftheRequirementfortheMaster’sDegreeofEngineeringXingSupervisedbyProf.ZhouJieSpecialty：MaterialProcessEngineeringCollegeofMaterialScienceandEngineeringofChongqingUniversity,Chongqing,ChinaApril钛合金是目前比强度最高的材料，其中β钛合金具有小、比强度高、耐钛合金的热塑性变形及其微观组织演变。首先利用高温热压缩试验，得到真应力-实验中应力-应变数据，压缩后剖分试样进行微观组织观测。研究要点如下：拟合的数学方法，建立精准描述TC18钛合金热塑性流变行为的本构方程。0.1、0.3、0.5、0.7时TC18钛合金的加工图，通过加工图的分析，识别出稳定变形区域和失稳区域，确定TC18钛合金高温变形时的最佳工艺参数范围。，结合曲线拐点判据确定TC18④采用金相、EBSD的材料分析研究TC18钛合金热变形过的微观TC18钛合金不同变形条件下的软化机制和应力-应变Titaniumalloyisthehighestspecificstrengthmaterialintheworldandβtitaniumalloywithasmallproportionofhighspecificstrength,goodheat,hasbeenwidelyusedinthefieldsofaviation,aerospace,marine,chemical,energy,whichhaseanimportantstructuralmaterials.TC18titaniumalloyisanear-betatitaniumalloy,anditisgenerallyprocessedbyforgingandisothermalforging,anditsmicrostructureandmechanicalpropertiesareverysensitivetodeformationparameters.ThepaperstudiesthethermoplasticdeformationandmicrostructurerevolutionofTC18titaniumalloy.,theexperimentofTC18titaniumalloyduringhotcompressiondeformationwascarriedtogetthetruestress-straincurve,andaconstitutivemodelofArrheniuswithvariableysiswasestablishedwiththeaidofregressionysis.TheprocessingmapsofTC18titaniumalloywasestablishedbydynamicmaterialmodelonthebasisofpowerdissipationtheoryandprovideatheoreticalreferenceforthethermalprocessingtechnology.ThedynamicrecrystallizationcriticalstrainmodelofTC18titaniumalloyunderdifferentstrainrateandtemperatureconditionswasdescribedbyhardeningrate.ThemicrostructuresandsofteningmechanismofTC18titaniumalloyduringhotdeformationwerestudiedusingmetallographyandEBSDofmaterialsysisandcharacterizationmethods.Aseriesofisothermalupsettingexperimentswithheightreduction60%wereperformedatthetemperatureof1023K-1223Kandthestrainratesof0.01s-1-10s-1ontheGleeble1500thermo-mechanicalsimulator.Thetruestress-straincurveswerecollected,andthemicrostructureobservationswereafterupsetting.Themainresearchcontentsareas①Baseonthetruestress-straincurvesofTC18titaniumalloy,theinfluenceofdeformationtemperatureandstrainrateonflowstressofTC18titaniumalloywasyzed.AnitemεwasintroducedtoamendArrheniusequation,andthroughadoptingmultivariateregressionandpolynomialfitting,theArrheniusequationofTC18titaniumalloywithvariableparameterswas②Basedontheprinciplesofdynamicmodel,theprocessingmapsofTC18titaniumalloywerefinishedatthestrainsof0.1、0.3、0.5、0.7.Bytheprocessingthestableregionandinstabilityregionwereclarifiedandtheoptimumprocessparametersduringtheisothermaldeformationwereachieved.③curvesunderdifferentdeformationconditionswereobtainedintroducingworkhardeningrate.Combinedwiththeinflectionpointcriterionofcurves,thecriticalstrainsandcriticalstressesofTC18titaniumalloyunderdifferentdeformationconditionsweredeterminedandthecriticalstrainmodelofdynamicrecrystallizationwasalsoachieved.④ThemicrostructuresandsofteningmechanismofTC18titaniumalloywerestudiedduringhotdeformationusingMetallographic,EBSDofmaterialsysisandcharacterizationmethods.SofteningmechanismofTC18titaniumalloywasmasteredunderdifferentdeformationconditionsandthestress-straincurvetypedeterminantswerealsoclear.:TC18titaniumalloy,constitutivemodel,processingmaps,dynamicrecrystallization,microstructureevolution引言引言 研究现状 88 本课题的研究目的和研究内容 2实验方案及方法 热模拟实验 显微组织观察 111345882.2.43TC18钛合金流变行为的本构描 流变应力及本构关系 热变形参数对流变应力的影响··中要I英要1绪13.3.3Z 3.6本章小结 4TC18钛合金热加工图基于DMM的热加工图理论 应变速率敏感指数m 失稳判据 热加工图的建立 本章小结 5TC18钛合金动态再结晶临界应变模 动态再结晶临界应变 动态再结晶临界应变模型 本章小结 钛合金等温热变形过的组织演 本章小结 结论与展望 参考文 攻 期间 作者在攻 尤其β钛合金具有小、比强度高、耐热性好等优点，已广泛应用于航空、航β钛合金材料的重要性，相继对其进行研究开发，并得到了实际应用。TC18钛合金(俄罗斯牌号BT22)是原航空材料(BHAM)于1974年研制成功的一种近β钛合金，其名义成Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe[1]Mo在退火状态下具有很高的强度水平，达1080MPa[2]，其退火后的强度与TC4、有满意的延伸率、断面收缩率和冲击韧性。其突出的优点是最大淬透截面可达在制造大型承力结构件时，数值模拟在减少实验量、提高工作效率方面的优势巨大，所以掌握该合金的基础研究资料，并使其与FEM结合，这将在制造大型承力 钛合金性能特点及热TC18钛合金是一种具有“临界”成分(即马氏体转变温度接近室温的高合金元素的合金，在原rOCT和OCT中规定的化学成分如表1.1所示[10]。TC18αβα+β两相区温度后快冷，则可以得αβ相组成的组织[11]α+β两相区较高温度快冷βαβ单相区快速冷却时，得到单一β相组织，马氏体相变不会发生[12]Tab.1.1ChemicalcompositionofTC18alloyinstandard(wt,主要元 杂质元VCNHO其基4.4-4.0-4.0-0.5-0.5-基4.4-4.0-4,0-0.5-0.5-TC18合金主要由α相、β相、ε相组成[13]，参考文献和相关资料中的TC18钛合金的再结晶温度、相变温度和时效温度等[14]，推荐的热处理工艺如下表1.2。Tab.1.2HeattreatmentprocessofTC18加热温度保温时间——(829~850)℃×(1~3)h+(740~760)℃×（1~3）h空冷—1—TC181.3TC18δLTLTC18钛合金研究TC18钛合金可制成锻件、模锻件、棒材、型材、厚板和管材，尤其可用来制造大型锻件和模锻件。在应用中原根据BT22钛合金半成品的强度把该合金分为三个等级，即1078MPa以；1127MPa以；1176MPa以。同时该合86，安124，42，图204等飞机的承力框架及部件，该合金是作为苏27飞机的主起落架扭力臂和前起落架左右支架，仅伊尔-76BT22合金零件重超过300℃的发风扇盘和叶片等[16]。独联体国家采用BT22作为高承载锻件，BT22也被用于制造IL-96-300和IL-86的起落架部件，另外还被用于襟翼导轨和许目前欧美许多国家都开始对该合金的成分设计和性能水平展开研究[17]。针对前BT22钛合金仅局限于应用在本国航空结构件上，研究开发的一种新型近β钛合金TIMETAL555钛合金，名义化学成分为Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr，是BT22合金的一种优化改型材料，主要应用于高强航空结构件。已将该合金成功扩大应用于波音777飞机转向架横梁和起落架[18]。波音777飞机主起落架采用TIMETAL555钛合金。变形应变量下均不会发生再β单相状态(950℃)形量40%时，即可发现再结晶晶粒的出现。提高变形温度(1050℃)时，再结晶便开始产生。自发再结晶过形成的再结晶晶粒，其晶粒尺寸大小和塑性较高，但断裂韧度偏低(KIC<50MPa·m1/2)。β区锻造时获得片状组织，合金具有较高的断裂韧度(KIC在50-60MPa·m1/2)；塑性和冲击韧性较低。等[21]通过对不同的墩粗变形工艺方案对TC18钛合金综合力学性能和的工艺锻造可得到细小等轴组织，并获得强度、塑性和韧性的良好匹配。在β区N.M.Grinberg[22]等人研究发现BT22合金的β相转变生成针状马氏体αˊ相和非马氏体球形α相，这决定了合金的疲劳强度。郑永灵[19]通过对BT22钛合金在不同中的初生αα相的含量和形态对BT22钛合金的塑性和断裂韧度有明显的影响。提高锻造温度，初生α相的形态由等轴转变为片状时，合金塑性降低，强度和断裂韧度KIC有提高的趋势。目前国内仿造BT22钛合金其牌号为TC18，研究发现该合金退火状态下的组αβ相，是退火状态下强度最高的钛合金[23]。该合Ti-6Al-4V15%-20%。TC18钛合金TC18合金的最 钛合金本构关系的变形温度、合金化学成分和变形温度、晶粒尺寸等影响。描述金属热加工过=f(T,ε, 根据这些数据利用统计回归方法建立相应的本构方程[25]，该方法对建立材料的本1944年，ZenerHollomon[26]在研究钢在变速拉伸实验中的流变应力时，提Zexp(Q/RT Z-H参数，其综合了变形温度和应变速率对材料组织的共同影1966年，SellarsTegart通过研究不同材料（铝、铜、镍）的热加工数据，提出了一种包括热激活能Q和温度T的本构模型，即Arrhenius模型：f()exp(Q/RT

f()=A1f()=A2exp(f()=A3[sinh(

低应力水平(当＜0.8 高应力水平(当＞1.2 其它条 许多学者利用Z-H参数和Arrhenius模型建立了不同材料的本构模型 Z Z ln{()n )n1]2 式(1.4)、式(1.5)和式(1.6)较好的描述了应变速率和流变应力在热变形过Arrhenius模型来建立材料的本构关系已经被大多数文献采用。Z参数是在室温和低温条件下提出来的，但目前已在广泛应用；Arrhenius模型比较适合建立峰值应力与应变速率、温度的关系；然而实验数据对Arrhenius模型及其修正模型能力进行的对比研究表明：模型的回归计算工作量比较大[27]。针对TC18钛合金的本构方程，目前国内行的研究还比较少。等人760℃~9600.01~10s-1条件下的热模拟压缩实验，Arrhenius本构关系，对该合金分相(α+ββ相分开)线性回归计算建立了钛合金热加工图的ASHBY图不适合描述一般的金属塑性加工，因为通常情况下，金属塑性加工均是在较高的应变速率下进行的[29]的加工图，如RAJDMM（DynamicMaterialRAJ加工图，该加工图标示出了有害的三种损伤变形机制即力学参数区域。在建立RAJ加工图的过，需要知道诸多材料参数，对于简单也不容易。另外，RAJ图仅给出了通过避免加工缺陷和比较大的安全加工范围来DMM中的各参数的物理意义进行了评论和解释，构造出功和失稳图叠加便形成了基于DMM的加工图[29]。（D组织变化和变形机理的影响规律。故通过该方法可有效优化热加工参数，避免加工缺陷的产生和传统工艺试错法带来的低效率问题。因此，国内外许多学者借助该理论和方法来设计和研究钛合金、铝合金、镁合金等有色金属材料的热成形参数及成形参数对材料组织性能的影响关系。1173K0.005s-157%的能量耗散率，同时得速率下(0.05s-15s-1)，β相区发生了动态回复的结论。MaXiong等[32]基于MurtyTi-22Al-25Nb的加工图并分析了该合金的变形行为，认为合金在两相α相的球化，合金适合在低变形速率条件下加工。学者等人[31]利用加工图研究了TB8钛合金的热流变行为并得出了1123K1373K0.01s-1时具有良好的加工性的结论。SeshacharyuluT[32]TC4钛合金进行热压缩实验基础上建立α+β两相区温度高应变速率变形条件下发生了变形失稳。陈缇萦等[33]利用变形实验数据，基于动态材料模型建立了TC180.05、0.2、0.40.6的热加工图，加工图上失稳区域为两相区度区700℃~850℃，应变速率0.001~0.01s-1和温度区间850℃~900℃，应变速率为1~10s-1。合金热加工失稳区为温度区间700℃~750℃，应变速率为0.1~10s-1区域。动态再结晶的加热到一定温度之后的金属进行冷变形后，在原来的变形组织中重新产生无畸变的新晶粒，而性能也发生了明显的变化，并恢复到完全软化状态，这个过程称之为再结晶3]。金属材料在热变形过，加工硬化和动态软化同时在材料内部存在。随着变形程度的增加，材料位错密度增大，位错之间发生交互作用形成了各种稳定的位错塞积，使得金属的强度、硬度增加，而塑性、韧性下降，这一现象称为加工硬化。两个主要的软化机制分别为动态回复和动态再结晶。动态再结晶是在变形量不断增加，金属畸变能不断升高，达到一定程度后在奥氏体中发生的一种转变，即在热加工过，在变形奥氏体内不断形成再结晶核心并继续长大。动态再结晶的发生与发展可使的位错，材料的变形应力很快下降。它是热变形过非常重要的微观组织演化过程，它直接对奥氏体显微组织状态有很大影响，也是最终决定材料晶粒尺寸分布的关键因一，从而在很大程度上决定了产品的微观组织和力学性能[35,36]。对材料动态再结晶过程用公式加以量化，对控制材料的热成形参数和获得良材料的热成形过程。如等人[37]研究了含Ti微合金钢的动态再结晶行为并建等人[38]研究了奥氏体晶粒直径与流变应力的关系，证明了D-σ模型理论与齿轮钢的动态再结晶行为，得到了该齿轮钢的动态再结晶激活能为378.6kJ/mol，本文的研究TC18钛合金具有高强高塑性、淬透性极佳、焊接性能好等优点，因而广泛应类型的研究忽略了材料在热变形过的变形行为与微观组织演化特性，具有一定的局限性。钛合金材料在变形流动的同时，的微观组织正经历着一系列动条件下材料微观组织演化与流变行为演化的交互影响规律的基础上，评价了TC18钛合金的可成形性及宏微观偶联关系，为合理设计热塑性成形工艺提供重要提供重要的材料数据基础。这种将宏微观两个方面同时考虑，多尺度的分析俨然本文的研究EBSD图1.1研EBSDFig.1.1ThereviewofresearchoftheTC18钛合金在不同变形温度TC18钛合金在宽泛的温度、应变速率、应变量下的流变行为演变规TC18Arrhenius本构计算并绘制出TC18钛合金在不同应变量、不同变形温度和不同应变速率条件下的研究TC18EBSD分析获得的资料研究TC18钛合金热变形过的软化机制，揭示其不同变形条件下的软化特征及规律。退火组织，合金的化学成分（质量分数，%）见表2.1。 Table2.1Themeasuredchemicalcomponentof 元 质量分（%） 热模拟过的温度、速度、变形程度、冷却速度等参数，精确地确定变形条件对变形算机终端、主控单元、试样单元、动力单元、真空单元五个设备单元构成。845540℃为一个间隔，温度范围为总的压缩变形量为60%。具体实验方案见表2.2。2.2℃s-%123145671891111体实验路线见图2.2。取出试样后，Gleeble-1500热模拟试验机自动真应变、真应力、温度、位移、时间等实验数据，后经Origin绘制出真应力-真应变曲2.2实验的有效性生侧裂，破坏变形的真实性。可根据英国国家物理的评判标准，提出用胀系数B这一物理量来衡量热压缩试验的有效性，即LdL2B 0L2

B为膨胀系数，d0为试样原始直径，Lf压缩后试样的平均高度，L0样原始高度，df为压缩后试样平均直径(腰部和端部相平均)。当B≥0.9时，认为单向热压缩试验的结果是有效的。当B＜0.9时，用下式进行修正计算[38]：i4Fidi

d21i ii表示真应力，Fi、Li、di分别表示某瞬时测得的压力、试样的平均高度和平均直径，μ为摩擦系数。显微组织常用的实验。本实验采用OLYMPUSOL3000激光共聚显微镜对TC18钛合金120~14400倍，采400#800#4006008001000#光剂为石抛光膏，抛光至观察面表面均匀光亮没有划痕后进行金相腐蚀，腐蚀液采用体积比为1：3：8的HF、HNO3和蒸馏水的混合溶液，用腐蚀液的冲洗，吹干，而后用OLS3000激光共聚焦扫描显微镜观察合金显微组织。的方法。基于EBSD技术的取向成像分析可以使我们获得更加丰富的材料信在本文实验中，EBSDQuanta200F高分辨扫描电镜进行，该电镜的取向差小于15°；(2)大角度晶界，相邻两晶粒间的取向差大于15°。EBSD试样采用同金相试样相同的方法，采用电解抛光，采用TSL5.31对热加工的流变位错重新排列成低能状态和位错密度的降低。其中，热变形过动态软化包括硬化率逐渐减小，位错增值和平衡，位错密度基本恒定，加工硬化与动态软动态再结晶是指材料在热加工过发生的再结晶过程。其应力应变曲线上形温度和合金化学成分的影响，综合反映了变形体微观组织的演变，同时也构关系模型是指变形材料的流变应力与热变形参数之间的关系，它表征材料变形过的动态响应。流变应力模型是有限元方法对塑性成形过程进行数值模拟的文就采用此类型的本构关系，通过TC18钛合金的热模拟压缩实验，研究了热变形参法建立了TC18钛合金高温变形时的流变应力模型。塑性变形过的力学行为，通常认为至少要获得以下六个变量之间的关系，分别是：应变速率、应力σ、应变量、变形温度T、静水压力P和时间t。通常对于TC18钛合金本文采用描述材料流变应力与应变速率、变形温度关系的Arrhenius本构关系，引入Z参数来表征变形温度和应变速率对材料组织变形的影式中F()

F()=F()=exp(

低应力水平(当0.8 高应力水平(当1.2 F()

[sinh(

对所有应 -数；A、、、n为与材料有关的常数，且n。(3.2)、(3.3)根据C.zener和H.Hollomon的研究，材料在高温塑性变形时应变速率受热激Zexp(Q/RT)A[sinh( Z Z )n[()n1]2

3.1TC18钛合金真应力-(a0.01s-1b0.1s-1c1s-1d)10s-1Fig.3.1TruestressstraincurvesforTC18titaniumalloyunderdifferenttemperaturesatdifferentrates:(a)0.01s-1;(b)0.1s-1;(c)1s-1;(d)10s-1TC18钛合金在不同温度和变形速率条件下的真应力-真应变曲线如图3.1所示，从中看出：形温度升高，原子的热激活作用加剧，位错的活动能力增强，在变形过可以升高，导致流变应力增大，同时，合金的变形时间缩短，使得单位时间内动态再TC18钛合金真应力−真应变曲线出现了动态回复和动态再TC18钛合金的相变点（α+β/β865℃左右α+β两相α相属于密排六方结构滑移系较少，位错易在相界塞积，很快达到发β相晶界扩散速度较高，在亚晶界上10s-1且温度较高(>870℃)时，应力-应变曲线为动态回复变形过程的加工硬化几乎完全态回复所引起的软化所抵消，表现为流变应力应变速率对流变应力的影如3.1节所述，本文以Sellars和Tegart包含变形激活能Q和温度T的双曲正弦形式的本构模型为基础建立本章中TC18钛合金高温变形的本构方程，确定钛合金峰值应力时的材料常数。在热变形过，材料的峰值应力是确定材料加工工艺的重要工艺参数之一，而且峰值应力是材料高温变形过的重要特征变速率之间的关系。求解式(3.5)和(3.6)中的系数是建立本构模型的关键。在低应力(0.8)水平下，将(3.2)式代入(3.1)

B1lnA1Q从(3.8)式可知，lnln不同条件下的峰值应力为流变应力，做出lnln3.2所示，采用多元线性回归求斜率，并求其倒数的平均值得到n16.379501。3.2TC18钛合金ln和lnFig.3.2ThelinearrelationshipoflnlninTC18titanium同理，在高应力(1.2)水平下，将(3.3)式代入(3.1)A2exp()exp(Q/RT

从(3.8)ln呈线性关系，取不同条件下的峰值应力为流变应力，做出ln关系曲线，如图3.3所示，采用多元线性回归求斜率，并求其倒数的3.3TC18钛合金和ln的线性关Fig.3.3ThelinearrelationshipoflninTC18titanium变形温度对流变应力的影变形激活能Q反映热变形的难易程度，是材料在热变形过重要的力学性能参数。在已知温度和有效应力下，变形是由位错运动引起的，位错越过需要激活能，它取决于的高度和有效应力。求解变形激活能的方法很多，如等Z-HZ-HTC18钛lnlnAQ/RTnln[sinh( 从式(3.11)可以看出，当温度不变时，ln和ln[sinh()]呈线性关系，斜率为1/n。当应变速率不变时，T1和ln[sinh()]Q/Rn。取峰值应力为流变应力，做出ln[sinh(ln和ln[sinh(T1关系曲线，分别如图3.4和3.5n5.18244Q468.904kJ/mol图3.4TC18钛合金ln和ln[sinh()]Fig.3.4Thelinearrelationshipofln[sinh()]lninTC18titanium3.5TC18钛合金T1和ln[sinh()]Fig.3.5Thelinearrelationshipofln[sinh()]T1inTC18titaniumZ参数和流变应力的关Z参数综合了变形温度和应变速率二者对材料热变形的影响，其物理意义是lnZnln[sinh()]ln 根据式(3.12)对lnZln[sinh(3.6lnA49.65075 lnZ5.18244ln[sinh(0.0052795)]49.65 3.6TC18钛合金lnZ和ln[sinh()]Fig.3.6ThelinearrelationshipoflnZandln[sinh()]TC18titanium3.65631021[sinh(0.0052795)]518244exp(468.904/RT

189.41187

Z)0192959A

Z)03859181]21A1

所示，拟合结果见如图3.7，拟合结果见表3.1Q()QBB1B2B3B4B5B n()nCC1C2C3C4C5C lnA()lnADD1D2D3D4D5D()EE011E22E33445E5 Table3.1PolynomialfitresultoftheparametersofTC18titaniumQnα------------3.7TC18(aQ(bnclnAdFig.3.7Relationshipbetween(a)Q;(b)n;(c)lnA;(d)αandtruestrainbypolynomial故TC18exp(Q()/RT exp(Q()/RT

1189.41187

)0192959

A(

)03859181]2}(3其中：M和C分别为TC18

图示为采用包含应变的流变应力本构方程计算的流变应力与实测应力-合。表3.2给出了应变速率为0.1s-1时不同应变变应力计算值与实测值得的对比。从3.2可以看出：不同应变下的平均相对误差最大值1.00%。这表明考虑应变后的改进的本构关系很好的描述TC18钛合金的流变应力。3.8TC18钛合金计算值与实测值的比较(a)0.01s-1;(b)0.1s-1;(c)1s-1;(d)10s-1Fig.3.8ComparisonbetweenpredictedandmeasuredflowstresscurvesofTC18titaniumalloyTable3.2Comparisonbetweenpredictedandmeasuredflowstresswhenis0.1s- T/ M C

误差------------TC18钛合金在温度1023K~1223K、应变速率变速率低于10s-1且温度较高(>870℃)时，应力-应变曲线为动态回复型。②对传统Arrhenius型本构方程进一步拓展使用，通过多重线性回归揭示了温度及应变速率影响的TC18钛合金变参数Arrhenius型本构方程：A()[sinh(())]n()exp(Q()/189.41187

A()

)0192959

A()

)03859181]21984年起，Gegel、Prasad、MurtyKumar等提出并不断改进了基于Prasad认为金属塑性变形的实质是能量不断和耗散的过程，变形工件则 00PGJd00

织演变耗散的功率；为真实应力；为应变速率。应变速率敏感指数m可看成能量分配系数，亦决定了P在G和J之间的分配mdJ(d)d 演变耗散的功率所占比例越大，即组织形态变化越大；值为负意味着组织转变出现失稳[19,20]。值随变形条件的变化构成功率耗散图 Jma

dD lg(m m

m TC18钛合金多组试样的热物理模拟压缩试验获得在温度1023-1223K、TC18钛合金的锻造工艺，有效控制和提高构件性能和质量提供依据。若结合基于数值模拟的外在成形效果优化，则将有效传统耗时、耗费的试错方法。应变速率敏感3.2可以看出ln与ln成近似的线性关系，由对数换底公式可知lg与lg呈同样的线性关系，首先使lg可表示为lg的多项式其拟合曲线见见式(4.6)，lgablgc(lg)2d(lg)3md(lg)b2clg3d(lg)2

示；其次求解不同曲线上不同位置点处的斜率即可获得m值对变形温度、应变、应温度在1023K～1073K时，柱面滑移系启动并基面滑移一起成为主要变形机制；当温度大于1073K时，锥面滑移系启动并于柱面滑移一起基面滑移而成m值波动的原因。而温度升高后，非基面滑移机制如锥面滑移、柱面热量增加，从而引起m值的增加。除滑移变形机制之外，低温（相对）孪生是长期存在的变形机制，其可以引起m值的降低，它可以通过提高应变速率或者降低温度增强。一般情况下，在TC18钛合金热压缩过，基面滑移、非基面滑移、变形孪生等多种变形机制共存，故m值的变化是多种变形机制协同作用的结果。Prasadm值下降为负时，在某种程度上意味着微观缺陷（如动态时效稳定变形区，但这并不意m值可以识别所有的产生微观缺陷的变形条件，的m值响应规律反映了材料变形和组织转变耗散热量的变化，以及滑移与孪(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)Fig.4.1Therelationshipbetweenstressandstrainrateinlgscaleatdifferenttemperaturesand(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d) (a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)Fig.4.2Theresponse3Dsurfaceofm-valueontemperatureandstrainindifferent(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)功率耗散系数以公式(4.3)计算得到的功率耗散系数为依据，绘制出值在不同的应变量、温度、应变速率下的等值曲线，即功率耗散图如图4.3所示。参数的水平代表热加工变形过的显微组织变化率。图4.3中曲线的值表示值，从中看出：参数于较高水平的区间大致有两个：在变形温度T（1063K~1223K）和 间内与变形温度T（1183K~1223K）和 （高于1s-1）区间内。此外，当真应变（0.5~0.7变形温度（1023K~1173K）和应变速率（高于5s-1）时，η值大多处较低水平。由于在热塑性成型过，动态再结晶、动态回复、不稳定（孪晶、开裂等）等都会导致较高值的出现，高温下的楔形开裂同样也会导致因此较高η值的区域并不都是安全的，这就需要进一步结合失稳判据 分析确定 (a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)Fig.4.3ThepowerdissipationmapsoftheTC18titaniumalloyunderdifferent(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)失稳判据失稳图是根据不可逆热力学原理，用一个无量纲参数() 成的平面绘制出不同应变下()等高线图即为失稳图（如图4.4所示），图中灰即()为负的区域表示流变失稳区，其余为安全区。在图4.4a中可以看到，失稳区域其面积约为区域总面积的124.4b中，失稳区域也为三个，但三个区域面积都比较小，且其总面积约为区域总面积的1/5；图4.4c中，失稳区域为两个，其面积约为区域总面积的1/6；图4.4d中，失稳区域为一个，且其面积约为区域总面积的1/4。总之，随着应变的增加，流变失稳区的总面积出现先减少通过三个指标的计算过程可知：m值对温度、应变速率及应变的响应正是造成ηξm值意味着变形具有较少的滑移系和孪晶 (a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)Fig.4.4TheinstabilitymapsoftheTC18titaniumalloyunderdifferent(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)热加工图的采用m、和()三项指标逐步进行更加苛刻的判别，分别识别出代表不同示非稳定变形区域。这种经历m、和()三重识别出的失稳区域涵盖了这两种机制所对应的的功率耗散值分别为0.2~0.3(DRV)和0.35~0.55(DRX)，≥0.2被认为处于较高的水平。从图4.5中可以看出，TC18（0.1~0.3）时，安全区主要集中在中温低应变速率区（840℃~900<0.4s-1）s-1）和高温高应变速率区（910℃~950>1s-1），且功率耗散系数值在低应变速率区出现峰值（=0.5时，峰值为0.41；=0.7时，峰值为0.45），说s-1)区。 (a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)Fig.4.5TheprocessingmapsfortheTC18titaniumalloyunderdifferenttrue(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)TC18钛合金在不同变形温度和应变速率下的真应力-应变曲线，构建TC18钛合金包含应变的热加工图，表明TC18钛合金的热变形TC18m值、值和m值对温度、应变和应变速率的三维关系图，lg尺度下应变lg尺度下应变速率的失稳图，并分析引起研究③根据功率耗散图，η值在两个区间内处于较高水平：变形温度T=1063K~1223K且＜1s-1区间内与变形T=1183K~1223K且＞1s-1区间TC18钛合金的应变量为0.1、0.3、0.5和0.7时的热加工图，应变量对加工图的影响较大。TC18钛合金在较小的应变量（0.1~0.3）时，安全区主要集中在中温低应变速率区安全热加工区域为：中温(840℃~900℃)低应变速率(0.01s-1~0.3s-1)金属材料在热加工过会产生一定程度的加工硬化，而金属材料自身同时会产生一定的软化机制，包括动态回复和动态再结晶。发生动态再结晶的金属通过错密度诱发再结晶晶粒形核，大量位错的带来较高程度的软化，同时晶粒得到充分细化，研究表明金属发生动态再结晶后得到的晶粒结构会带来比静态再结晶和亚动态再结晶晶粒结构更加出色的综合性能。在本文的实验中，变形后的试样立即淬火，试样高温停留的时间很短暂，保留了高温组织，导致发生亚动态和静态再结晶程度非常小，因而，影响压缩后试样微观组织的分布的主要是动态再结晶。动态再结晶对材料热变形流变行为及成品的力学性能均具有重要的影响，因此，有必要对T18钛合金热变形过的动态再结晶行为进行进目前，对于材料热变形过动态再结晶临界条件主要采用加工硬化率的方法。材料加工硬化率dd是表征流变应力随应变变化的速率的一个变量。通材料组织的变化特征。RyanandMcQueen[46]在研究316型奥氏体不锈钢动态和Joans[47]提出了基于热力学不可逆原理的动力学临界条件，即认为临界条件与-/-曲线上的最小值以及-(ln-)曲线上的拐点相对应。后来，Poliak[48]在研Ni合金钢动态再结晶临界条件也得到相同的结论，并认为发生动态再结晶软化时应力-应变曲线不管是否出现应力峰，其-曲线均呈现拐点。化引起的。流变应力及位错密度存在如下关系d/d

k2 式中为流变应力(MPa)，为真应变，为位错密度(m-3)，M为Taylor因子随应力变化的规律分为五个阶段[50,51]，如图5.1所示。5.1Fig.5.1Schematicdiagramofworkhardeningratevariationwith这些而被限制在一定范围内，形成位错胞状组织。随着形变量增加，胞的尺/ 化。当材料在变形过，应变增大到一定程度以后，变形材料位错密度的的阻碍作用而在位错胞壁，从而使得总位错密度增加，应力升高，促进加工0(1/V 式中kab，kabL为活动位错的平均长度，b为柏氏矢量，k 常数，a为位错相互作用因子。④大应变硬化阶段[54]：当应变继续增大，累积到一定量时，材料加工硬化会Ⅳ 式中，Ⅳ为材料第Ⅳ阶段时的加工硬化率，f⑤动态再结晶软化阶段：变形进行到一定程度后，变形组织的位错密度达到一定的临界值，开始发生动态再结晶，材料的加工硬化开始进入到第V阶段材料的(

)[55]。材料发生动态再结晶软化时，不仅曲线出现拐点，而且lnln线上的拐点或-曲线上的最小值即可得到动态再结晶临界条件。加工硬化速率)与流变应力)曲线间接地揭示了材料变形过微观组织变化，因而采这时，需对应力-应变曲线数据进行适当的加工硬化率处理，得到-曲线及1 (AAA2A3A4A51(BB

2

B3B4

B5

B6 式中为应力，为应变，AA1A2A3A4A5BB1B2B3B4B5B6为待定系数值A---B1.75962*10---值A---B1.75962*10----dd就可求得对各应力(应Fig.5.2ThecurvebetweenhardeningrateandstressunderdifferentdeformationNajafizadeh和Jonas提出采用三阶多项式拟合曲线A3A2A dd 式中d/d，A1,A2,A3,B为不同变形条件下的拟合常数。由式dd 0 dd

cc根据式(5.3)绘制的关系曲线，如图5.3所示，由图5.3可见，曲线出实验条件下某些应力-应变曲线未出现明显的应力峰，但其曲线却出现拐点并在曲线上出现最小值。一般来说，材料出现无明显的应力峰的应力-应图5.3各变形条件下的dd与Fig.5.3Thecurveofd/dandσunderdifferentdeformation这样可以根据图5.3精确确定不同变形条件下曲线出现的拐点位置，进而得到对应于各变形条件下的动态再结晶临界应力c)和临界应变c)。结合应力c0.61 表5.2 Table5.2Criticalstrainandpeak-valuestrainofdynamicrecrystallization c p c/p0.01s-0.01s-0.1s-

1s- 10s-0.01s-0.1s-1s- 10s-0.01s-0.1s-1s- 10s-0.01s-0.1s-1s- 10s-0.01s-0.1s-1s- 10s-0.01s-0.1s-1s- 10s- adn1m1expQ(/RT 1 算，可以不考虑初始晶粒尺寸对临界应变的影响[57]n1=0，则峰值应变数学模 lnplna1m1lnm1

Q1/ m 当应变速率恒定时 的表达式为Q lgplg成相同的线性关系，结合5.2中的数据Origin线性拟合得到lgplg和lnp-1/T5.45.5所示，取图中曲线斜率的平均值，得m1=0.1367，Q1=33243J/mol将所得m1Q1值代入式(5.6)中a1=0.00193Fig5.4Relationshipbetweenlgpandlgunderdifferent5.5各变形条件下lnp和1/TFig5.5Relationshipbetweenlnpand1/Tunderdifferent于是得出TC18p0.001930.1367exp(33243/RT c0.61Zexp(QRT)，其中Q为峰值应力时的热变形激活能。其中QZ值已在第3Z的计算结果绘制lnclnZ关系曲线图，见图5.6。由图5.6可观察到参数Zlnc与lnZlnc0.08061lnZ c5.50903104Z0 c图5.6lnc与lnZFig.5.6Relationshipbetweenlncandln①与结合应力-c0.61p。c0.61TC18βTC18钛合金热变形过程组织变化的资料鲜见于国内外文献中，了解材料热变形过的组织变化对控制材料力学性能等有很重要的意义。在热塑性变形过，消耗的机械能大部复和再结晶是使变形状态转变为低能状态的主要途径，也是热变形过的两种回复是变形过发生最早的变化过程，它包括不涉及大角度晶界迁移的所有的边界是大角度界面。再结晶靠消耗周围不稳定的变形组织而长大。当图6.1(a)给出了TC18钛合金热变形前金相组织。通过金相组织可以要由细小较亮的初生等轴α相以及次生针状α相+较暗的β转变组织组成。6.1(b)-(g)给出不同变形温度和应变速率条件下TC18钛合金的金相组织照7248646.1(b)-(d)为钛合金在750-830℃温度区间内变形的金相，这是典型的TC18钛合金两相区热变形组织等轴α相分布在β相当中，从中可以看出，随着温度的升高，组织中的α830℃时，α相的数量对比于原始组织中α相的数量已大幅度减少。钛合金是一种扩散系数较高的金属，且在α+ββ相区的扩散系数略有不同，在β相区时，原子扩散系数很大，β相长大倾向特别严重，极易形成粗大的β晶粒组织，这种状况在图6.1(b)-(g)中可以看出。当变形温度等于或高870℃时，金相组织中已无等轴晶粒，而β相长大非常明显，如图6.1(f)-(g)。EBSD6.1(f)-(g)可以看出温度越高，β相的晶界越清晰。6.1TC18钛合金在不同变形条件下的微观组织：(a原始b)750℃,10-2s-1c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,(g)950℃,1s-1Fig.6.1OpticalmicrostructureofTC18titaniumalloyunderdifferentdeformationconditions(a)as-received,(b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,电子背散射衍射(electronbackscatterdiffractionEBSD)技术是基于扫描电取向及相关信息的方法。基于EBSD技术的取向成像分析使我们获得更加丰富的材料信息。可以获得比金相组织的信息，如：除了各种形貌信息外，还有节借助EBSD技术分析TC18钛合金热变形过的软化机制。图6.2(a)-(b)给出)Fig.6.2EBSDdiffractionkikuchipatternsofTC18titaniumalloy(a)kikuchipatterns(b)calibrationcrystalfaceindexofthekikuchibandpattern图6.3(a)-(g)给出了原始状态及不同热变形条件下的相界分布中红色为α相，绿色为β相，从图中可以更清晰直观地看到TC18钛合金在不同条件下的相分布。由图6.3(a)可以看到在β相基底上分布着等轴和针状α相，在α+β相区即图6.3(b)-(d)可看出，随着温度的升高，α相逐渐减少，β相逐渐增多，这与上节中的金相刚好吻合，且当温度增至870-900℃时，α相几乎完全，数量非常少的α相是在水淬时析出，含量不超过0.05%，此时钛合金的相转变已完成，合金变为无α相的β固溶体，如图6.3(e)-(g)所示。图6.3TC18钛合金在热变形过相演变EBSD相界分布(a)原始,(b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,(g)950℃,1s-1Fig6.3EBSDphaseboundarydistributionofTC18titaniumalloyinhotdeformationprocess:(a)as-received,(b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,6.4(a)-(g)EBSD晶粒取向图，不同变速率下变形后的EBSD花样，其共同的特点就是原始试样中的针状α相，870℃以后，TC18钛合金相转变已完成，组α相，此时合金变成单相固溶体，缺少钉扎晶界相界的第二相粒子的作ββ相的扩散系数TD轴平行，压缩方向与RD6.4(e)-(g)中发现，在尺寸较大的β相晶6.4TC18钛合金热变形过程组织演变EBSD晶粒取向图(a)原始b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,(g)950℃,1s-1Fig6.4EBSDgrainorientationofTC18titaniumalloyinhotdeformationprocess:(a)as-received,(b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,(g)950℃,1s-15°~15，蓝色线代表晶界夹角为15°~180。6.5TC18钛合金热变形过程组织演变EBSD晶界分布图(a)原始b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,(g)950℃,1s-1Fig6.5DistributionofgrainboundaryofTC18titaniumalloyinhotdeformationprocess:(a)as-received,(b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,小角晶界是目前研究比较成晶界类型，小角晶界可以看成是一个晶粒相对于另一个（相邻的）晶粒绕某一轴旋转一定角度而得到的晶界，图6.6(a)-(g)为图6.5(a)-(g)6.5(a)6.6(a)为TC18钛合金未热压缩前的晶界38°~48°之间，这个角度的晶界百分比为83%左右。图6.5(b)-(d)6.6(b)-(d)750℃-830℃不同应变条件下的晶界图及相应晶界夹角百分其变形过的软化机制必有动态回复的出现，动态回复的显微组织在变形结束6.5(e)-(g)6.6(e)-(g)870℃-950℃，不同应变速率下的晶界图及晶界百分小角度的等轴亚晶，都表明动态回复是其热变形过的主要软化机制，参照其5章的观点相互印证。含有大角度晶界的等轴细晶的出现，证明即使6.6和其相应的应力-晶型曲线的大角晶界均超过50，而动态回复性曲线的大角晶界均在40%以下。综6.6TC18钛合金热变形过程组织演变EBSD晶界分布统计结果(a)原始b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,(g)950℃,1s-1Fig6.6Thestatisticalresultsofdistributionofgrainboundaryinhotdeformationprocess:(a)as-received,(b)750℃,10-2s-1,(c)790℃,1s-1,(d)830℃,10s-1,(e)870℃,10-2s-1,(f)910℃,10-1s-1,①本所用TC18钛合金热变形前组织为典型双退火组织，由初生等轴α相以及次生针状α相+β转变组织组成，热变形后组织发生了很大变化，在大，这与原子在β相中的扩散系数较高和无α相钉扎β相界有关。②在本文实验范围内TC18钛合金热变形过，存在两种软化机制即：动界含量低于40%时，应力-应变曲线表现为动态回复型。本文通过在Gleeble-1500热模拟试验机上，采用TC18钛合金圆柱体试样组织，通过金相和EBSD两种材料表征分析了TC18钛合金，热变形过的相TC18钛合金在温度1023K~1223K、应变速率变速率低于10s-1且温度较高(>870℃)时，应力-应变曲线为动态回复型。②对传统Arrhenius型本构方程进一步拓展使用，通过多重线性回归揭示了温度及应变速率影响的TC18钛合金变参数Arrhenius型本构方程：189.41187

A()

)0192959

A()

)03859181]2对比模 ③基于动态材料模型绘制了应变为01.350.7时的T18钛合金加工图，并对其进行了分析。随着应变的增加，流变失稳区的总面积出现先减少后增加的趋势，且随着变形量的增加，流变失稳区主要集中在中低温高应变速率区。在较小的应变量（.1~3）时，安全区主要集中在中温低应变速率区（40℃~90℃，率区（910℃~950℃，>1s-1），所以，TC18钛合金推荐的安全热加工区域为温(840℃~900℃)低应变速率(0.01s-1~0.3s-1)曲线呈现拐点这一判据，可以确定材料的动态再结晶临界条件，p0.001930.1367exp(33243/RTc0.61⑤TC18钛合金热变形前组织为典型双重退火组织，由初生等轴α相以及次生较高和无α相钉扎β相界有关。TC18钛合金热变形过，存在两种软化机制即：可利用加工图对TC18钛合金进行加工性能分析及结合金相和扫描电可在建立TC18钛合金临界应变模型的基础上，进一步完善动态再结晶 心感谢导师教授，本从开题、研究到撰写和修改，无不倾注着师的辛勤汗水和心血。在我的三年学习中，师渊博的专业知识，严谨的治学态度，精益求精的工作作风，诲人不倦的高尚师德，使师在我心中形同时得到了博士后曲凤盛老师的指导和，他务实的工作作风，一丝不苟的态度使我受益匪浅。另外，还要感谢、权国政、徐戊矫、、感谢材料成形的尚欣师姐、贾智师兄，感谢同学、王文浩、石彧、耿佩、、董晶晶等同学，他（她）们在本的撰写中给予了我很大帮助！感谢这几年来的兄弟姐妹们对关心和帮助，他（她）们让我不最后，对在百忙之中抽出时间评审和参加答辩的各位、教授表示感 二O 属材料与工程.2010(09).于兰兰，，赵永庆，等.热变形行为与BT22钛合金的组织演变[J].稀有金属材料与工程.2007(03).中国有色金属学报.2005(08).周彦邦葛志明.航空用钛合金[M].:科学技术,1985:161-PolkinS,RodionovVL,StroshkovAN,etal.StructureandmechanicalpropertiesofVT22(α+β)highstrengthtitaniumalloysemiproducts[J].FroesIH,CaplanI.Titanium.1992,92:ChenCC,BoyerRR.Practicalconsiderationsformanufacturinghigh-strengthTi--10V--2Fe--3Alalloyforgings[J].J.Met.;(UnitedStates).1979,31(7).JrWFB.AerospaceStructuralMetalsHandbook(Vol.4)[M].WestLafayette:CINDAS/USAFCEDAHandbooksOperation,1994.LyasotskayaVS,KnyazevaSI,FedoravaLV.Theselectionofthermocyclingtreatmenttypesappliedtotheweldedjointsoftitaniumalloys[J].LUTJERINGG,ALBRECHTJ.Ti-2003ScienceandTechnology.Hamburg:DGM.2004:707-710.KubiakK,HadasikE,SieniawskiJ,etal.InfluenceofmicrostructureonhotplasticityofTi-6Al-4VandTi-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fetitaniumalloys[J].LUTJERINGG,ALBRECHTJ.Ti-2003ScienceandTechnology.Hamburg:DGM.2004:371-376..].，，杨冠军，等.BT22钛合金简介[J].热加工工艺.FanningJC.PropertiesofTIMETAL555(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.6Fe)[J].Journalofmaterialsengineeringandperformance.2005,14(6):788-791.盛险峰，，朱益藩.变形量和热处理工艺对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe钛合金组织和性能的影响[J].金属学报.1999,35(1):465-468.，，，等.镦粗变形工艺对TC18组织和性能的影响[J].钛工业进展.，航天航空.航空用钛合金[M].科学技术,FanningJC,BoyerRR.PropertiesofTIMETAL555-anewnear-betatitaniumalloyFanningJC.PropertiesofTIMETAL555(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.6Fe)[J].Journalofmaterialsengineeringandperformance.2005,14(6):788-791.鲍利索娃，.钛合金金相学[M].国防工业,，沙爱学.TC18钛合金热压参数对流动应力与显微组织的影响[J].材料工程.，，，等.镦粗变形工艺对TC18组织和性能的影响[J].钛工业进展.GrinbergNM,ZmeevetsSG,OstapenkoIL.PhasecompositionandfatiguestrengthofalloyVT22[J].MetalScienceandHeatTreatment.1976,18(12):1016-1020..有色金属材料工程(上)IM].中国材料工程大典,第4卷[Z].:化学工,赵国丹AZ31镁合金热变形力学行为和动态再结晶的研究[D].重庆大学KojimaY.Platformscienceandtechnologyforadvancedmagnesiumalloys[C].TransTechPubl,2000.ZenerC,HollomonJH.Effectofstrainrateuponplasticflowofsteel[J].JournalofAppliedPhysics.1944,15(1):22-32.7075铝合金热加工性能的实验与理论分析研究[D].重庆大学FrostHJ,AshbyMF.Deformationmechanismmaps:theplasticityandcreepofmetalsandceramics[J].1982.用[J].机械工程学报PrasadYV.Author’sreply:Dynamicmaterialsmodel:Basisandprinciples[J].MetallurgicalandMaterialsTransactionsA.1996,27(1):235-236.].SeshacharyuluT,MedeirosSC,MorganJT,etal.Hotdeformationandmicrostructuraldamagemechanismsinextra-lowinterstitial(ELI)gradeTi–6Al–4V[J].MaterialsScienceandEngineering:A.2000,279(1):289-299.陈缇萦TC18钛合金的高温变形与蠕变行为研究[D].中南大学，于维成，姚戈，等.循环淬火细化对42o钢组织及疲劳性能的影响[J].钢铁.2002,37(10):52-56.赵莉萍，，杨慧冯，等. o钢的贝氏体组织相变[J].特殊钢.7050铝合金大锻件锻造工艺仿真与再结晶组织模拟[D中南大学，雷廷权，，等.动态再结晶细化模型[J].华东冶金学院学报.，，黄涛，等.3104铝合金的流变应力行为与动态再结晶[J].机械工程材料.，，徐旭东，等.Mn-Cr齿轮钢动态再结晶行为及组织演变[J].材料科学与工艺.2006(04)..镁合金及其加工技术研究进展[J].稀有金属快报ZhengQG,YingT,JieZ.DynamicsofteningbehaviourofAZ80magnesiumalloyduringupsettingatdifferentte