SP700 鈦合金熱變形行為及組織演變

田 寧，宋曉云，葉文君，惠松驍

1) 中國有研科技集團有限公司有色金屬材料制備加工國家重點實驗室，北京 100088 2) 有研工程技術研究院有限公司，北京 101407 3) 北京有色金屬研究總院，北京 100088

鈦合金具有密度小、比強度高、綜合性能優異等特點，可有效降低合金結構件的重量，在航空航天、海洋船舶等領域得到廣泛應用[1-3]. 為改善鈦合金在加工過程中變形抗力大、成形后易回彈等問題，超塑成形成為一種具有廣闊應用前景的熱加工技術，可一次成形形狀復雜的零件，提高材料利用率，降低生產成本[4-6].

SP700 鈦合金為日本NKK 公司于20 世紀末在Ti–6Al–4V 合金基礎上添加β 穩定元素Fe、Mo而獲得的一種富β 型α+β 鈦合金，其名義成分為Ti–4.5Al–3V–2Mo–2Fe(質量分數)，因其在700 ℃以上可獲得優異的超塑性能而命名[7-8]. 與Ti–6Al–4V合金相比，SP700 鈦合金具有較高的強度和塑性、優異的疲勞性能、良好的冷熱加工性能和優異的超塑成形性能，獲得廣泛的關注與應用[9-11].

鈦合金在熱加工過程中會發生加工硬化、動態回復、動態再結晶、動態球化等過程[12-13]，并且合金的熱變形行為和顯微組織受變形溫度、應變速率和變形程度等因素影響[14]，因此探究變形工藝參數對SP700 鈦合金熱加工行為和微觀組織演變規律的影響具有重要意義. 邱仟等通過熱壓縮試驗，探究在700～950 ℃、應變速率為0.001～1 s–1條件下變形工藝參數對SP700 鈦合金流變行為和顯微硬度的影響，研究表明隨變形溫度升高和應變速率降低，α 相球化率增加，顯微硬度呈現先降低然后增加的趨勢[15]. 并基于SP700 鈦合金在700～950 ℃、應變速率為0.001～1 s–1條件下的高溫流動行為，構建基于應變補償的本構關系模型和多元線性回歸本構關系模型[16]. Zhu 等[17]在650～950 ℃進行熱壓縮試驗，分析流變應力隨應變速率和變形溫度的關系，計算的合金應力指數n為4.8235，熱變形激活能為410 kJ?mol–1并構建熱加工圖. Hosein Sheikhali 等[18]探究SP700 鈦合金在700～950 ℃、0.001～1 s–1的熱變形行為，發現700 ℃時α 片層開始球化，800 ℃時發生完全球化變形.

SP700 鈦合金因其優異的超塑性和力學性能，已被列入美國航空材料規格，并已成功應用于航空航天機體材料中. SP700 鈦合金應用多為板材的超塑成形，多采用多火次兩相區熱軋獲得SP700鈦合金薄板.

目前，對SP700 鈦合金熱變形行為的研究多集中在較低的應變速率范圍內，而SP700 鈦合金在軋制變形中變形速率通常高于1 s–1，且對熱變形過程中的顯微組織演變過程尚未有系統研究. 因此，本文采用熱壓縮變形實驗，研究SP700 鈦合金的流變行為，探究變形工藝參數對合金顯微組織的影響及熱變形過程中片層組織的球化行為，為SP700 鈦合金熱變形工藝制定提供理論依據.

1 試驗材料及方法

試驗材料選用厚度為22 mm 的軋制態SP700鈦合金板材，其化學成分如表1 所示，采用金相法測得合金相變點為910 ℃. 將原始板材在940 ℃保溫30 min 后進行水冷，其淬火組織主要由細針狀馬氏體組成，原始β 晶粒的平均尺寸約為615 μm，如圖1 所示.

圖1 SP700 鈦合金淬火組織Fig.1 Water-quenched microstructure of SP700 titanium alloy

表1 SP700 鈦合金化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of SP700 titanium alloy%

對淬火處理后合金進行熱模擬壓縮試驗，試樣尺寸為?8 mm×12 mm，試樣高度方向平行于板材法向方向. 試驗在Gleeble3800 型熱模擬試驗機上進行，壓縮變形前在試樣兩端采用石墨片進行潤滑，以減少由摩擦引起的不均勻變形. 試驗溫度為800、840 和880 ℃，應變速率為1、5、10 s–1，壓縮變形量為30%和50%. 以10 ℃?s–1速度將壓縮試樣加熱至變形溫度，保溫5 min 后進行壓縮變形，壓縮變形結束后將試樣進行水淬冷卻，以保持其高溫壓縮變形組織.

將壓縮變形后試樣沿平行于壓縮軸方向切割，然后進行組織觀察與分析，如圖2 所示. 圖中σ是應力，表示應力加載方向，壓縮變形試樣主要分為3 區域，難變形區Ⅰ、自由變形區Ⅱ和大變形區Ⅲ，本文主要研究變形條件對顯微組織的影響，故選取大變形區域Ⅲ進行顯微組織觀察. 采用240-5000#SiC 水磨砂紙將試樣觀察面磨平后，在室溫和65 V 電壓下，采用體積分數5%HCLO4+95%CH3COOH 溶液進行電解拋光，然后使用Krolls 試劑(2 mL HF, 8 mL HNO3和82 mL H2O)進行腐蝕. 采用Axiovert 200 MAT 金相顯微鏡(OM)、JEOL JEM-7900F掃描電子顯微鏡(SEM)和電子背散射衍射(EBSD)在20 kV 加速電壓下對試樣進行顯微組織分析.

圖2 壓縮變形試樣組織觀察示意圖Fig.2 Schematic diagram of the observation positions after compression

2 結果與討論

2.1 熱變形行為

圖3 為SP700 鈦合金在不同變形參數下熱壓縮變形真應力–真應變曲線. 由圖可知，在壓縮變形初始階段，隨應變增加，合金流變應力迅速增加，這主要因為在應力作用下，變形初期合金內位錯迅速增殖，且位錯增殖速度高于位錯運動導致的湮滅速度，使得合金發生加工硬化[19]. 當流變應力增加至峰值后，隨壓縮變形量增加，真應力–真應變曲線表現為不同形態. 在800 ℃時，應力在達到峰值后逐漸下降并趨于穩定狀態，表現為流動軟化現象；在較高的溫度下壓縮變形時(840～880 ℃)，應力隨應變增加達到峰值應力后基本保持不變，呈現穩態流變狀態.

圖3 SP700 鈦合金高溫熱壓縮真應力–應變曲線. (a) 1 s–1/30%; (b) 1 s–1/50%; (c) 5 s–1/30%; (d) 5 s–1/50% ;(e) 10 s–1/30%; (f) 10 s–1/50%Fig.3 True stress–strain curves of SP700 titanium alloy under different deformation conditions: (a) 1 s-1/30%; (b) 1 s-1/50%; (c) 5 s-1/30%; (d) 5 s-1/50% ;(e) 10 s-1/30%; (f) 10 s-1/50%

鈦合金在熱變形過程中，由塑性變形導致的加工硬化和由動態回復或動態再結晶引起的軟化同時存在，兩種過程相互競爭導致不同的真應力–真應變曲線特征. 在塑性變形初始階段，隨變形量增加，位錯密度迅速增加且發生位錯纏結，阻礙位錯運動，從而導致流變應力增加[20]. 隨變形進一步增加，位錯增殖使得合金中形變儲能增加，當形變儲能增加至合金的動態再結晶激活能時，合金發生動態再結晶，位錯密度降低，呈現流動軟化現象.當位錯增值引起的加工硬化和動態再結晶導致的軟化作用達到動態平衡時，應力應變曲線呈現穩態流變狀態. 當軟化遠高于加工硬化作用時，流變應力迅速降低，呈現明顯的動態再結晶型曲線. 另外，大量學者研究發現，在鈦合金中片層或條狀組織的球化同樣會導致流動軟化現象[21]. 由圖3 可知，在800 ℃、壓縮變形量超過50%時，合金發生明顯動態再結晶. 在相同的應變速率和壓縮變形量條件下，SP700 鈦合金合金峰值應力隨變形溫度的增加而減少. 在變形溫度和變形量一定時，隨應變速率的增加，位錯迅速增殖，位錯密度增加，合金峰值應力增加.

2.2 變形參數對合金顯微組織的影響

2.2.1 變形溫度

圖4 所示為SP700 鈦合金在應變速率為1 s–1、壓縮變形量為50%時，不同溫度(800～880 ℃)壓縮變形的顯微組織，圖中C.A.所示為試樣壓縮方向(下同)，組織觀察區域為圖中區域Ⅲ(白色虛線框內，下同). 在兩相區壓縮變形后，SP700 鈦合金的顯微組織主要由α 片層及少量殘余β 相組成. 如圖4(a)、(c)和(e)所示，變形溫度對SP700 鈦合金顯微組織具有顯著影響，與原始組織相比(圖1)，合金經壓縮變形后，原始β 晶粒沿垂直于壓縮方向被拉長. 800 ℃和840 ℃下壓縮變形后，原始β 晶界消失，α 片層發生球化，且隨變形溫度升高，α 片層球化程度降低. 當溫度升高至880 ℃時，原始β 晶粒保留，β 晶界清晰可見，且晶界處分布大量β 再結晶晶粒. 這是由于合金熱變形后冷卻速度較快，過冷度較大，元素擴散受到阻礙，部分原始β 相轉變為具有相同晶體結構的過飽和固溶體. 隨著變形溫度升高，晶內α 片層球化程度降低，880 ℃壓縮變形后僅存在少許再結晶等軸α 晶粒. 這可能是因為β 相為體心立方結構，具有較多滑移系，在變形過程中β 相首先發生動態回復和再結晶，形變儲能降低，α 片層球化傾向降低[22].

圖4 SP700 鈦合金不同溫度壓縮變形后的顯微組織(1 s–1/50%).(a, b) 800 ℃; (c, d) 840 ℃; (e, f) 880 ℃Fig.4 Microstructures of SP700 titanium alloy at various deformation temperatures with a strain rate of 1 s-1 and strain of 50%: (a, b) 800 ℃;(c, d) 840 ℃; (e, f) 880 ℃

2.2.2 應變速率

圖5 所示為SP700 鈦合金在變形溫度為800 ℃、壓縮變形量50%條件下，經不同應變速率(1～10 s–1)壓縮變形后的顯微組織. 可以看出，合金經壓縮變形后，β 晶粒沿垂直壓縮方向被拉長，β 相原始晶界模糊，形成明顯的流線. 隨應變速率增加，晶內α 片層組織發生粗化、斷裂至球化. 當變形速率為1 s–1或5 s–1時，變形組織中仍存在少量長徑比大于3 的α 片層，如圖5(d)所示. 當應變速率增加至10 s–1時，原始β 晶粒和晶內α 片層破碎球化程度增加，原始β 晶界消失，合金發生明顯動態再結晶，此時組織由再結晶晶粒構成，如圖5(f)所示. 由于鈦合金的塑性變形主要經位錯運動產生，當壓縮變形量相同時，隨應變速率增加，變形時間減少，晶界滑移和擴散蠕變等受到抑制，在界面處易發生位錯塞積，因此位錯滑移更容易在晶粒內部進行. 即隨應變速率增加，α 片層易于發生剪切變形或晶粒轉動，使得片層球化程度增加. 同時原始β 晶界處的晶體缺陷和位錯提供大量再結晶形核點，因此隨著應變速率的增加，β 相的動態再結晶程度增加.

圖5 SP700 鈦合金不同應變速率熱壓縮變形后的顯微組織(800 ℃/50%). (a, b) 1 s–1; (c, d) 5 s–1; (e, f) 10 s–1Fig.5 Microstructures of SP700 titanium alloy under different strain rates with a deformation temperature of 800 ℃ and strain of 50%:bottom(a, b) 1 s-1; (c, d) 5 s-1; (e, f) 10 s-1

2.2.3 壓縮變形量

圖6 所示為SP700 鈦合金變形溫度為800 ℃、應變速率為5 s–1條件下，不同壓縮變形量(30%和50%)下的顯微組織. 可以看出，經30%壓縮變形后(圖6(a)和(b))，原始β 晶粒被壓扁，但晶界仍清晰可見. 同時，在β 晶界處發現大量細小的再結晶晶粒，晶內α 片層發生彎曲，部分α 片層出現界面起伏，說明在較小的應變量下，合金已開始發生動態再結晶. 當變形量增加至50%時(圖6(c)和(d))，β 晶界幾乎呈直線，晶內α 片層發生破碎球化，再結晶程度進一步增加.

圖6 SP700 鈦合金不同變形量熱壓縮變形后的顯微組織(800 ℃/5 s–1). (a, b) 30%; (c, d) 50%Fig.6 Microstructures of SP700 titanium alloy under different strains with a temperature of 800 ℃ and strain rate of 5 s-1: (a, b) 30%; (c, d) 50%

由上述可得，SP700 鈦合金熱壓縮變形過程中顯微組織變化主要分為原始β 晶粒的動態再結晶和α 片層組織的球化. 在800～880 ℃壓縮變形時，原始β 晶粒均發生明顯的動態再結晶，但800～840 ℃時，同時發生了α 片層的粗化、彎折和球化. 隨著應變速率和變形量的增加，片層組織沿金屬流動方向發生轉動，由于不同方向的片層組織相互作用導致剪切變形，位錯密度升高，導致α 片層發生球化，且當變形量達到50%時，α 片層球化更明顯.

2.3 SP700 鈦合金片層組織球化行為

圖7 所示為SP700 鈦合金800 ℃熱壓縮變形的顯微組織. 由圖可知，合金經壓縮變形后，壓應力使α 片層發生破壞，且轉動至垂直于壓縮方向.其中，垂直于壓縮方向的α 片層，如圖7(a)中A 區域所示，α 片層界面發生界面起伏，形成界面不穩定的二面角[23]，為降低表面張力，高溫下的元素擴散使得β 相楔入α 相片層內部從而導致α 片層發生斷裂，同時在高溫作用下，α 片層完成球化過程(圖7(b)所示). 平行于壓縮方向的α 片層，如圖7(a)中B 區域所示，α 片層發生較大的形狀改變. 壓縮變形時片層組織在壓應力作用下發生扭折，使得合金內部存儲較大畸變能，片層α 相中形成亞晶界，同時在應力作用下α/β 界面發生轉動，最終導致片層斷裂.

圖7 SP700 鈦合金800 ℃/1 s–1/30%熱壓縮變形的顯微組織. (a) 低倍; (b) 高倍Fig.7 Microstructures of SP700 titanium alloy deformed at 800 ℃/1 s-1/30%: (a) low magnification; (b) high magnification

圖8 所示為SP700 鈦合金840 ℃熱壓縮變形的顯微組織. 同800 ℃時類似，840 ℃壓縮變形時，α 片層界面遭到破壞，發生界面分離. 但隨變形溫度增加，α 片層發生粗化，且部分α 相發生溶解. 在壓縮變形后的冷卻時，析出次生α 相(αs)，如圖8(b)所示.

圖8 SP700 鈦合金840 ℃/1 s–1/30%熱壓縮變形的顯微組織. (a) 低倍; (b) 高倍Fig.8 Microstructures of SP700 titanium alloy deformed at 840 ℃/1 s-1/30%: (a) low magnification; (b) high magnification

當變形溫度升高至880 ℃時，其顯微組織與800 ℃和840 ℃時顯著不同. 如圖9 所示，此時組織中基本未觀察到球化α 相. 如前所述，研究用合金的相轉變溫度為910 ℃，因此在熱變形過程中，合金可能發生了形變誘導相變. 研究表明鈦合金在相變點以下熱變形過程中會發生誘導相變[13,24]，從而改變合金組織中相的存在形態. 由圖9 可知，880 ℃變形后，β 晶粒的動態再結晶占主導地位，晶界處存在大量β 再結晶晶粒，形成“項鏈狀”結構. 在Ti-6242S 合金的熱變形過程中同樣存在類似的組織變化[25].

圖9 SP700 鈦合金880 ℃/1 s–1/30%熱壓縮變形的顯微組織Fig.9 Microstructure of SP700 titanium alloy deformed at 880 ℃/1 s–1/30%

為進一步分析SP700 鈦合金中α 片層的球化行為，以800 ℃、1 s–1、壓縮變形50%條件下變形試樣為例，對壓縮變形后組織進行取向表征，圖10所示為顯微組織的取向分布圖(IPF). 可以看出，根據片層與壓縮方向的取向關系，主要可以分為近似平行于壓縮軸方向的A 類片層和垂直于壓縮軸方向的B 類片層. 近似平行于壓縮軸方向分布的α 片層經壓縮變形后發生彎曲扭折，與相鄰α 片層具有較大取向差異，對圖中A 片層進行取向差統計分析發現，α 片層內取向差不連續變化，可認為片層中a 位置處(圖10 中Point a 所示)已生成新的α/α 界面. 對垂直于壓縮軸方向的B 類片層進行取向差分析，片層內部取向差較小，未形成新的α/α 界面，但晶粒內部存在連續變化的取向差，α 片層內部存在旋轉軸的變化(圖10 中Point b 所示).根據Ito 等[26]研究發現，當片層內取向差連續變化時，若旋轉軸發生改變，在退火過程中仍可能產生新的α/α 界面，發生α 片層分離.

圖10 SP700 鈦合金800 ℃/1 s–1/30%熱壓縮組織的IPF 圖Fig.10 IPF of SP700 titanium alloy after compression at 800 ℃/1 s-1/30%

3 結論

(1) SP700 鈦合金高溫流動行為與變形溫度、應變速率和壓縮變形量密切相關. 在高溫(840～880 ℃)下壓縮變形時，呈現穩態流變特征；在低溫(800 ℃)、壓縮變形量為50%時，呈現動態軟化特征.

(2) 在800～880 ℃、應變速率1～10 s–1、壓縮變形量30%～50%變形條件下，SP700 鈦合金熱壓縮變形顯微組織中主要發生α 片層的球化和β 相的再結晶過程. 隨變形溫度降低和應變速率增加，片層α 球化程度增加；同時較大的壓縮變形量有利于合金動態再結晶的發生.

(3) 經高溫壓縮變形后，垂直于壓縮軸的α 片層內部發生連續取向差，界面發生起伏，形成不穩定的二面角；平行于壓縮軸的α 片層內部存在不連續取向差，產生新的α/α 界面；β 相在二面角或新α/α 界面處楔入α 片層，導致片層斷裂分離，在高溫作用下發生球化.