tc18鈦合金高溫變形行為與微觀組織演變研究

StudyonHighTemperatureDeformationBehaviorandEvolutionoftheMicrostructureofTC18TitaniumAlloyAThesisSubmittedtoChongqingUniversityinPartialFulfillmentoftheRequirementfortheMaster’sDegreeofEngineeringXingSupervisedbyProf.ZhouJieSpecialty：MaterialProcessEngineeringCollegeofMaterialScienceandEngineeringofChongqingUniversity,Chongqing,ChinaApril鈦合金是目前比強(qiáng)度最高的材料，其中β鈦合金具有小、比強(qiáng)度高、耐鈦合金的熱塑性變形及其微觀組織演變。首先利用高溫?zé)釅嚎s試驗(yàn)，得到真應(yīng)力-實(shí)驗(yàn)中應(yīng)力-應(yīng)變數(shù)據(jù)，壓縮后剖分試樣進(jìn)行微觀組織觀測。研究要點(diǎn)如下：擬合的數(shù)學(xué)方法，建立精準(zhǔn)描述TC18鈦合金熱塑性流變行為的本構(gòu)方程。0.1、0.3、0.5、0.7時(shí)TC18鈦合金的加工圖，通過加工圖的分析，識別出穩(wěn)定變形區(qū)域和失穩(wěn)區(qū)域，確定TC18鈦合金高溫變形時(shí)的最佳工藝參數(shù)范圍。，結(jié)合曲線拐點(diǎn)判據(jù)確定TC18④采用金相、EBSD的材料分析研究TC18鈦合金熱變形過的微觀TC18鈦合金不同變形條件下的軟化機(jī)制和應(yīng)力-應(yīng)變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 研究現(xiàn)狀 88 本課題的研究目的和研究內(nèi)容 2實(shí)驗(yàn)方案及方法 熱模擬實(shí)驗(yàn) 顯微組織觀察 111345882.2.43TC18鈦合金流變行為的本構(gòu)描 流變應(yīng)力及本構(gòu)關(guān)系 熱變形參數(shù)對流變應(yīng)力的影響··中要I英要1緒13.3.3Z 3.6本章小結(jié) 4TC18鈦合金熱加工圖基于DMM的熱加工圖理論 應(yīng)變速率敏感指數(shù)m 失穩(wěn)判據(jù) 熱加工圖的建立 本章小結(jié) 5TC18鈦合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變模 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)變模型 本章小結(jié) 鈦合金等溫?zé)嶙冃芜^的組織演 本章小結(jié) 結(jié)論與展望 參考文 攻 期間 作者在攻 尤其β鈦合金具有小、比強(qiáng)度高、耐熱性好等優(yōu)點(diǎn)，已廣泛應(yīng)用于航空、航β鈦合金材料的重要性，相繼對其進(jìn)行研究開發(fā)，并得到了實(shí)際應(yīng)用。TC18鈦合金(俄羅斯牌號BT22)是原航空材料(BHAM)于1974年研制成功的一種近β鈦合金，其名義成Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe[1]Mo在退火狀態(tài)下具有很高的強(qiáng)度水平，達(dá)1080MPa[2]，其退火后的強(qiáng)度與TC4、有滿意的延伸率、斷面收縮率和沖擊韌性。其突出的優(yōu)點(diǎn)是最大淬透截面可達(dá)在制造大型承力結(jié)構(gòu)件時(shí)，數(shù)值模擬在減少實(shí)驗(yàn)量、提高工作效率方面的優(yōu)勢巨大，所以掌握該合金的基礎(chǔ)研究資料，并使其與FEM結(jié)合，這將在制造大型承力 鈦合金性能特點(diǎn)及熱TC18鈦合金是一種具有“臨界”成分(即馬氏體轉(zhuǎn)變溫度接近室溫的高合金元素的合金，在原rOCT和OCT中規(guī)定的化學(xué)成分如表1.1所示[10]。TC18αβα+β兩相區(qū)溫度后快冷，則可以得αβ相組成的組織[11]α+β兩相區(qū)較高溫度快冷βαβ單相區(qū)快速冷卻時(shí)，得到單一β相組織，馬氏體相變不會發(fā)生[12]Tab.1.1ChemicalcompositionofTC18alloyinstandard(wt,主要元 雜質(zhì)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相組成[13]，參考文獻(xiàn)和相關(guān)資料中的TC18鈦合金的再結(jié)晶溫度、相變溫度和時(shí)效溫度等[14]，推薦的熱處理工藝如下表1.2。Tab.1.2HeattreatmentprocessofTC18加熱溫度保溫時(shí)間——(829~850)℃×(1~3)h+(740~760)℃×（1~3）h空冷—1—TC181.3TC18δLTLTC18鈦合金研究TC18鈦合金可制成鍛件、模鍛件、棒材、型材、厚板和管材，尤其可用來制造大型鍛件和模鍛件。在應(yīng)用中原根據(jù)BT22鈦合金半成品的強(qiáng)度把該合金分為三個(gè)等級，即1078MPa以；1127MPa以；1176MPa以。同時(shí)該合86，安124，42，圖204等飛機(jī)的承力框架及部件，該合金是作為蘇27飛機(jī)的主起落架扭力臂和前起落架左右支架，僅伊爾-76BT22合金零件重超過300℃的發(fā)風(fēng)扇盤和葉片等[16]。獨(dú)聯(lián)體國家采用BT22作為高承載鍛件，BT22也被用于制造IL-96-300和IL-86的起落架部件，另外還被用于襟翼導(dǎo)軌和許目前歐美許多國家都開始對該合金的成分設(shè)計(jì)和性能水平展開研究[17]。針對前BT22鈦合金僅局限于應(yīng)用在本國航空結(jié)構(gòu)件上，研究開發(fā)的一種新型近β鈦合金TIMETAL555鈦合金，名義化學(xué)成分為Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr，是BT22合金的一種優(yōu)化改型材料，主要應(yīng)用于高強(qiáng)航空結(jié)構(gòu)件。已將該合金成功擴(kuò)大應(yīng)用于波音777飛機(jī)轉(zhuǎn)向架橫梁和起落架[18]。波音777飛機(jī)主起落架采用TIMETAL555鈦合金。變形應(yīng)變量下均不會發(fā)生再β單相狀態(tài)(950℃)形量40%時(shí)，即可發(fā)現(xiàn)再結(jié)晶晶粒的出現(xiàn)。提高變形溫度(1050℃)時(shí)，再結(jié)晶便開始產(chǎn)生。自發(fā)再結(jié)晶過形成的再結(jié)晶晶粒，其晶粒尺寸大小和塑性較高，但斷裂韌度偏低(KIC<50MPa·m1/2)。β區(qū)鍛造時(shí)獲得片狀組織，合金具有較高的斷裂韌度(KIC在50-60MPa·m1/2)；塑性和沖擊韌性較低。等[21]通過對不同的墩粗變形工藝方案對TC18鈦合金綜合力學(xué)性能和的工藝鍛造可得到細(xì)小等軸組織，并獲得強(qiáng)度、塑性和韌性的良好匹配。在β區(qū)N.M.Grinberg[22]等人研究發(fā)現(xiàn)BT22合金的β相轉(zhuǎn)變生成針狀馬氏體αˊ相和非馬氏體球形α相，這決定了合金的疲勞強(qiáng)度。鄭永靈[19]通過對BT22鈦合金在不同中的初生αα相的含量和形態(tài)對BT22鈦合金的塑性和斷裂韌度有明顯的影響。提高鍛造溫度，初生α相的形態(tài)由等軸轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑺顣r(shí)，合金塑性降低，強(qiáng)度和斷裂韌度KIC有提高的趨勢。目前國內(nèi)仿造BT22鈦合金其牌號為TC18，研究發(fā)現(xiàn)該合金退火狀態(tài)下的組αβ相，是退火狀態(tài)下強(qiáng)度最高的鈦合金[23]。該合Ti-6Al-4V15%-20%。TC18鈦合金TC18合金的最 鈦合金本構(gòu)關(guān)系的變形溫度、合金化學(xué)成分和變形溫度、晶粒尺寸等影響。描述金屬熱加工過=f(T,ε, 根據(jù)這些數(shù)據(jù)利用統(tǒng)計(jì)回歸方法建立相應(yīng)的本構(gòu)方程[25]，該方法對建立材料的本1944年，ZenerHollomon[26]在研究鋼在變速拉伸實(shí)驗(yàn)中的流變應(yīng)力時(shí)，提Zexp(Q/RT Z-H參數(shù)，其綜合了變形溫度和應(yīng)變速率對材料組織的共同影1966年，SellarsTegart通過研究不同材料（鋁、銅、鎳）的熱加工數(shù)據(jù)，提出了一種包括熱激活能Q和溫度T的本構(gòu)模型，即Arrhenius模型：f()exp(Q/RT

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

低應(yīng)力水平(當(dāng)＜0.8 高應(yīng)力水平(當(dāng)＞1.2 其它條 許多學(xué)者利用Z-H參數(shù)和Arrhenius模型建立了不同材料的本構(gòu)模型 Z Z ln{()n )n1]2 式(1.4)、式(1.5)和式(1.6)較好的描述了應(yīng)變速率和流變應(yīng)力在熱變形過Arrhenius模型來建立材料的本構(gòu)關(guān)系已經(jīng)被大多數(shù)文獻(xiàn)采用。Z參數(shù)是在室溫和低溫條件下提出來的，但目前已在廣泛應(yīng)用；Arrhenius模型比較適合建立峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率、溫度的關(guān)系；然而實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)對Arrhenius模型及其修正模型能力進(jìn)行的對比研究表明：模型的回歸計(jì)算工作量比較大[27]。針對TC18鈦合金的本構(gòu)方程，目前國內(nèi)行的研究還比較少。等人760℃~9600.01~10s-1條件下的熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，Arrhenius本構(gòu)關(guān)系，對該合金分相(α+ββ相分開)線性回歸計(jì)算建立了鈦合金熱加工圖的ASHBY圖不適合描述一般的金屬塑性加工，因?yàn)橥ǔＧ闆r下，金屬塑性加工均是在較高的應(yīng)變速率下進(jìn)行的[29]的加工圖，如RAJDMM（DynamicMaterialRAJ加工圖，該加工圖標(biāo)示出了有害的三種損傷變形機(jī)制即力學(xué)參數(shù)區(qū)域。在建立RAJ加工圖的過，需要知道諸多材料參數(shù)，對于簡單也不容易。另外，RAJ圖僅給出了通過避免加工缺陷和比較大的安全加工范圍來DMM中的各參數(shù)的物理意義進(jìn)行了評論和解釋，構(gòu)造出功和失穩(wěn)圖疊加便形成了基于DMM的加工圖[29]。（D組織變化和變形機(jī)理的影響規(guī)律。故通過該方法可有效優(yōu)化熱加工參數(shù)，避免加工缺陷的產(chǎn)生和傳統(tǒng)工藝試錯(cuò)法帶來的低效率問題。因此，國內(nèi)外許多學(xué)者借助該理論和方法來設(shè)計(jì)和研究鈦合金、鋁合金、鎂合金等有色金屬材料的熱成形參數(shù)及成形參數(shù)對材料組織性能的影響關(guān)系。1173K0.005s-157%的能量耗散率，同時(shí)得速率下(0.05s-15s-1)，β相區(qū)發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)的結(jié)論。MaXiong等[32]基于MurtyTi-22Al-25Nb的加工圖并分析了該合金的變形行為，認(rèn)為合金在兩相α相的球化，合金適合在低變形速率條件下加工。學(xué)者等人[31]利用加工圖研究了TB8鈦合金的熱流變行為并得出了1123K1373K0.01s-1時(shí)具有良好的加工性的結(jié)論。SeshacharyuluT[32]TC4鈦合金進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)上建立α+β兩相區(qū)溫度高應(yīng)變速率變形條件下發(fā)生了變形失穩(wěn)。陳緹縈等[33]利用變形實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，基于動(dòng)態(tài)材料模型建立了TC180.05、0.2、0.40.6的熱加工圖，加工圖上失穩(wěn)區(qū)域?yàn)閮上鄥^(qū)度區(qū)700℃~850℃，應(yīng)變速率0.001~0.01s-1和溫度區(qū)間850℃~900℃，應(yīng)變速率為1~10s-1。合金熱加工失穩(wěn)區(qū)為溫度區(qū)間700℃~750℃，應(yīng)變速率為0.1~10s-1區(qū)域。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的加熱到一定溫度之后的金屬進(jìn)行冷變形后，在原來的變形組織中重新產(chǎn)生無畸變的新晶粒，而性能也發(fā)生了明顯的變化，并恢復(fù)到完全軟化狀態(tài)，這個(gè)過程稱之為再結(jié)晶3]。金屬材料在熱變形過，加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化同時(shí)在材料內(nèi)部存在。隨著變形程度的增加，材料位錯(cuò)密度增大，位錯(cuò)之間發(fā)生交互作用形成了各種穩(wěn)定的位錯(cuò)塞積，使得金屬的強(qiáng)度、硬度增加，而塑性、韌性下降，這一現(xiàn)象稱為加工硬化。兩個(gè)主要的軟化機(jī)制分別為動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是在變形量不斷增加，金屬畸變能不斷升高，達(dá)到一定程度后在奧氏體中發(fā)生的一種轉(zhuǎn)變，即在熱加工過，在變形奧氏體內(nèi)不斷形成再結(jié)晶核心并繼續(xù)長大。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生與發(fā)展可使的位錯(cuò)，材料的變形應(yīng)力很快下降。它是熱變形過非常重要的微觀組織演化過程，它直接對奧氏體顯微組織狀態(tài)有很大影響，也是最終決定材料晶粒尺寸分布的關(guān)鍵因一，從而在很大程度上決定了產(chǎn)品的微觀組織和力學(xué)性能[35,36]。對材料動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程用公式加以量化，對控制材料的熱成形參數(shù)和獲得良材料的熱成形過程。如等人[37]研究了含Ti微合金鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為并建等人[38]研究了奧氏體晶粒直徑與流變應(yīng)力的關(guān)系，證明了D-σ模型理論與齒輪鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，得到了該齒輪鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶激活能為378.6kJ/mol，本文的研究TC18鈦合金具有高強(qiáng)高塑性、淬透性極佳、焊接性能好等優(yōu)點(diǎn)，因而廣泛應(yīng)類型的研究忽略了材料在熱變形過的變形行為與微觀組織演化特性，具有一定的局限性。鈦合金材料在變形流動(dòng)的同時(shí)，的微觀組織正經(jīng)歷著一系列動(dòng)條件下材料微觀組織演化與流變行為演化的交互影響規(guī)律的基礎(chǔ)上，評價(jià)了TC18鈦合金的可成形性及宏微觀偶聯(lián)關(guān)系，為合理設(shè)計(jì)熱塑性成形工藝提供重要提供重要的材料數(shù)據(jù)基礎(chǔ)。這種將宏微觀兩個(gè)方面同時(shí)考慮，多尺度的分析儼然本文的研究EBSD圖1.1研EBSDFig.1.1ThereviewofresearchoftheTC18鈦合金在不同變形溫度TC18鈦合金在寬泛的溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變量下的流變行為演變規(guī)TC18Arrhenius本構(gòu)計(jì)算并繪制出TC18鈦合金在不同應(yīng)變量、不同變形溫度和不同應(yīng)變速率條件下的研究TC18EBSD分析獲得的資料研究TC18鈦合金熱變形過的軟化機(jī)制，揭示其不同變形條件下的軟化特征及規(guī)律。退火組織，合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）見表2.1。 Table2.1Themeasuredchemicalcomponentof 元 質(zhì)量分（%） 熱模擬過的溫度、速度、變形程度、冷卻速度等參數(shù)，精確地確定變形條件對變形算機(jī)終端、主控單元、試樣單元、動(dòng)力單元、真空單元五個(gè)設(shè)備單元構(gòu)成。845540℃為一個(gè)間隔，溫度范圍為總的壓縮變形量為60%。具體實(shí)驗(yàn)方案見表2.2。2.2℃s-%123145671891111體實(shí)驗(yàn)路線見圖2.2。取出試樣后，Gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)自動(dòng)真應(yīng)變、真應(yīng)力、溫度、位移、時(shí)間等實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，后經(jīng)Origin繪制出真應(yīng)力-真應(yīng)變曲2.2實(shí)驗(yàn)的有效性生側(cè)裂，破壞變形的真實(shí)性?？筛鶕?jù)英國國家物理的評判標(biāo)準(zhǔn)，提出用脹系數(shù)B這一物理量來衡量熱壓縮試驗(yàn)的有效性，即LdL2B 0L2

B為膨脹系數(shù)，d0為試樣原始直徑，Lf壓縮后試樣的平均高度，L0樣原始高度，df為壓縮后試樣平均直徑(腰部和端部相平均)。當(dāng)B≥0.9時(shí)，認(rèn)為單向熱壓縮試驗(yàn)的結(jié)果是有效的。當(dāng)B＜0.9時(shí)，用下式進(jìn)行修正計(jì)算[38]：i4Fidi

d21i ii表示真應(yīng)力，F(xiàn)i、Li、di分別表示某瞬時(shí)測得的壓力、試樣的平均高度和平均直徑，μ為摩擦系數(shù)。顯微組織常用的實(shí)驗(yàn)。本實(shí)驗(yàn)采用OLYMPUSOL3000激光共聚顯微鏡對TC18鈦合金120~14400倍，采400#800#4006008001000#光劑為石拋光膏，拋光至觀察面表面均勻光亮沒有劃痕后進(jìn)行金相腐蝕，腐蝕液采用體積比為1：3：8的HF、HNO3和蒸餾水的混合溶液，用腐蝕液的沖洗，吹干，而后用OLS3000激光共聚焦掃描顯微鏡觀察合金顯微組織。的方法?；贓BSD技術(shù)的取向成像分析可以使我們獲得更加豐富的材料信在本文實(shí)驗(yàn)中，EBSDQuanta200F高分辨掃描電鏡進(jìn)行，該電鏡的取向差小于15°；(2)大角度晶界，相鄰兩晶粒間的取向差大于15°。EBSD試樣采用同金相試樣相同的方法，采用電解拋光，采用TSL5.31對熱加工的流變位錯(cuò)重新排列成低能狀態(tài)和位錯(cuò)密度的降低。其中，熱變形過動(dòng)態(tài)軟化包括硬化率逐漸減小，位錯(cuò)增值和平衡，位錯(cuò)密度基本恒定，加工硬化與動(dòng)態(tài)軟動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是指材料在熱加工過發(fā)生的再結(jié)晶過程。其應(yīng)力應(yīng)變曲線上形溫度和合金化學(xué)成分的影響，綜合反映了變形體微觀組織的演變，同時(shí)也構(gòu)關(guān)系模型是指變形材料的流變應(yīng)力與熱變形參數(shù)之間的關(guān)系，它表征材料變形過的動(dòng)態(tài)響應(yīng)。流變應(yīng)力模型是有限元方法對塑性成形過程進(jìn)行數(shù)值模擬的文就采用此類型的本構(gòu)關(guān)系，通過TC18鈦合金的熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，研究了熱變形參法建立了TC18鈦合金高溫變形時(shí)的流變應(yīng)力模型。塑性變形過的力學(xué)行為，通常認(rèn)為至少要獲得以下六個(gè)變量之間的關(guān)系，分別是：應(yīng)變速率、應(yīng)力σ、應(yīng)變量、變形溫度T、靜水壓力P和時(shí)間t。通常對于TC18鈦合金本文采用描述材料流變應(yīng)力與應(yīng)變速率、變形溫度關(guān)系的Arrhenius本構(gòu)關(guān)系，引入Z參數(shù)來表征變形溫度和應(yīng)變速率對材料組織變形的影式中F()

F()=F()=exp(

低應(yīng)力水平(當(dāng)0.8 高應(yīng)力水平(當(dāng)1.2 F()

[sinh(

對所有應(yīng) -數(shù)；A、、、n為與材料有關(guān)的常數(shù)，且n。(3.2)、(3.3)根據(jù)C.zener和H.Hollomon的研究，材料在高溫塑性變形時(shí)應(yīng)變速率受熱激Zexp(Q/RT)A[sinh( Z Z )n[()n1]2

3.1TC18鈦合金真應(yīng)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鈦合金在不同溫度和變形速率條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖3.1所示，從中看出：形溫度升高，原子的熱激活作用加劇，位錯(cuò)的活動(dòng)能力增強(qiáng)，在變形過可以升高，導(dǎo)致流變應(yīng)力增大，同時(shí)，合金的變形時(shí)間縮短，使得單位時(shí)間內(nèi)動(dòng)態(tài)再TC18鈦合金真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線出現(xiàn)了動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再TC18鈦合金的相變點(diǎn)（α+β/β865℃左右α+β兩相α相屬于密排六方結(jié)構(gòu)滑移系較少，位錯(cuò)易在相界塞積，很快達(dá)到發(fā)β相晶界擴(kuò)散速度較高，在亞晶界上10s-1且溫度較高(>870℃)時(shí)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線為動(dòng)態(tài)回復(fù)變形過程的加工硬化幾乎完全態(tài)回復(fù)所引起的軟化所抵消，表現(xiàn)為流變應(yīng)力應(yīng)變速率對流變應(yīng)力的影如3.1節(jié)所述，本文以Sellars和Tegart包含變形激活能Q和溫度T的雙曲正弦形式的本構(gòu)模型為基礎(chǔ)建立本章中TC18鈦合金高溫變形的本構(gòu)方程，確定鈦合金峰值應(yīng)力時(shí)的材料常數(shù)。在熱變形過，材料的峰值應(yīng)力是確定材料加工工藝的重要工藝參數(shù)之一，而且峰值應(yīng)力是材料高溫變形過的重要特征變速率之間的關(guān)系。求解式(3.5)和(3.6)中的系數(shù)是建立本構(gòu)模型的關(guān)鍵。在低應(yīng)力(0.8)水平下，將(3.2)式代入(3.1)

B1lnA1Q從(3.8)式可知，lnln不同條件下的峰值應(yīng)力為流變應(yīng)力，做出lnln3.2所示，采用多元線性回歸求斜率，并求其倒數(shù)的平均值得到n16.379501。3.2TC18鈦合金ln和lnFig.3.2ThelinearrelationshipoflnlninTC18titanium同理，在高應(yīng)力(1.2)水平下，將(3.3)式代入(3.1)A2exp()exp(Q/RT

從(3.8)ln呈線性關(guān)系，取不同條件下的峰值應(yīng)力為流變應(yīng)力，做出ln關(guān)系曲線，如圖3.3所示，采用多元線性回歸求斜率，并求其倒數(shù)的3.3TC18鈦合金和ln的線性關(guān)Fig.3.3ThelinearrelationshipoflninTC18titanium變形溫度對流變應(yīng)力的影變形激活能Q反映熱變形的難易程度，是材料在熱變形過重要的力學(xué)性能參數(shù)。在已知溫度和有效應(yīng)力下，變形是由位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)引起的，位錯(cuò)越過需要激活能，它取決于的高度和有效應(yīng)力。求解變形激活能的方法很多，如等Z-HZ-HTC18鈦lnlnAQ/RTnln[sinh( 從式(3.11)可以看出，當(dāng)溫度不變時(shí)，ln和ln[sinh()]呈線性關(guān)系，斜率為1/n。當(dāng)應(yīng)變速率不變時(shí)，T1和ln[sinh()]Q/Rn。取峰值應(yīng)力為流變應(yīng)力，做出ln[sinh(ln和ln[sinh(T1關(guān)系曲線，分別如圖3.4和3.5n5.18244Q468.904kJ/mol圖3.4TC18鈦合金ln和ln[sinh()]Fig.3.4Thelinearrelationshipofln[sinh()]lninTC18titanium3.5TC18鈦合金T1和ln[sinh()]Fig.3.5Thelinearrelationshipofln[sinh()]T1inTC18titaniumZ參數(shù)和流變應(yīng)力的關(guān)Z參數(shù)綜合了變形溫度和應(yīng)變速率二者對材料熱變形的影響，其物理意義是lnZnln[sinh()]ln 根據(jù)式(3.12)對lnZln[sinh(3.6lnA49.65075 lnZ5.18244ln[sinh(0.0052795)]49.65 3.6TC18鈦合金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，擬合結(jié)果見如圖3.7，擬合結(jié)果見表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分別為TC18

圖示為采用包含應(yīng)變的流變應(yīng)力本構(gòu)方程計(jì)算的流變應(yīng)力與實(shí)測應(yīng)力-合。表3.2給出了應(yīng)變速率為0.1s-1時(shí)不同應(yīng)變變應(yīng)力計(jì)算值與實(shí)測值得的對比。從3.2可以看出：不同應(yīng)變下的平均相對誤差最大值1.00%。這表明考慮應(yīng)變后的改進(jìn)的本構(gòu)關(guān)系很好的描述TC18鈦合金的流變應(yīng)力。3.8TC18鈦合金計(jì)算值與實(shí)測值的比較(a)0.01s-1;(b)0.1s-1;(c)1s-1;(d)10s-1Fig.3.8ComparisonbetweenpredictedandmeasuredflowstresscurvesofTC18titaniumalloyTable3.2Comparisonbetweenpredictedandmeasuredflowstresswhenis0.1s- T/ M C

誤差------------TC18鈦合金在溫度1023K~1223K、應(yīng)變速率變速率低于10s-1且溫度較高(>870℃)時(shí)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線為動(dòng)態(tài)回復(fù)型。②對傳統(tǒng)Arrhenius型本構(gòu)方程進(jìn)一步拓展使用，通過多重線性回歸揭示了溫度及應(yīng)變速率影響的TC18鈦合金變參數(shù)Arrhenius型本構(gòu)方程：A()[sinh(())]n()exp(Q()/189.41187

A()

)0192959

A()

)03859181]21984年起，Gegel、Prasad、MurtyKumar等提出并不斷改進(jìn)了基于Prasad認(rèn)為金屬塑性變形的實(shí)質(zhì)是能量不斷和耗散的過程，變形工件則 00PGJd00

織演變耗散的功率；為真實(shí)應(yīng)力；為應(yīng)變速率。應(yīng)變速率敏感指數(shù)m可看成能量分配系數(shù)，亦決定了P在G和J之間的分配mdJ(d)d 演變耗散的功率所占比例越大，即組織形態(tài)變化越大；值為負(fù)意味著組織轉(zhuǎn)變出現(xiàn)失穩(wěn)[19,20]。值隨變形條件的變化構(gòu)成功率耗散圖 Jma

dD lg(m m

m TC18鈦合金多組試樣的熱物理模擬壓縮試驗(yàn)獲得在溫度1023-1223K、TC18鈦合金的鍛造工藝，有效控制和提高構(gòu)件性能和質(zhì)量提供依據(jù)。若結(jié)合基于數(shù)值模擬的外在成形效果優(yōu)化，則將有效傳統(tǒng)耗時(shí)、耗費(fèi)的試錯(cuò)方法。應(yīng)變速率敏感3.2可以看出ln與ln成近似的線性關(guān)系，由對數(shù)換底公式可知lg與lg呈同樣的線性關(guān)系，首先使lg可表示為lg的多項(xiàng)式其擬合曲線見見式(4.6)，lgablgc(lg)2d(lg)3md(lg)b2clg3d(lg)2

示；其次求解不同曲線上不同位置點(diǎn)處的斜率即可獲得m值對變形溫度、應(yīng)變、應(yīng)溫度在1023K～1073K時(shí)，柱面滑移系啟動(dòng)并基面滑移一起成為主要變形機(jī)制；當(dāng)溫度大于1073K時(shí)，錐面滑移系啟動(dòng)并于柱面滑移一起基面滑移而成m值波動(dòng)的原因。而溫度升高后，非基面滑移機(jī)制如錐面滑移、柱面熱量增加，從而引起m值的增加。除滑移變形機(jī)制之外，低溫（相對）孿生是長期存在的變形機(jī)制，其可以引起m值的降低，它可以通過提高應(yīng)變速率或者降低溫度增強(qiáng)。一般情況下，在TC18鈦合金熱壓縮過，基面滑移、非基面滑移、變形孿生等多種變形機(jī)制共存，故m值的變化是多種變形機(jī)制協(xié)同作用的結(jié)果。Prasadm值下降為負(fù)時(shí)，在某種程度上意味著微觀缺陷（如動(dòng)態(tài)時(shí)效穩(wěn)定變形區(qū)，但這并不意m值可以識別所有的產(chǎn)生微觀缺陷的變形條件，的m值響應(yīng)規(guī)律反映了材料變形和組織轉(zhuǎn)變耗散熱量的變化，以及滑移與孿(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)功率耗散系數(shù)以公式(4.3)計(jì)算得到的功率耗散系數(shù)為依據(jù)，繪制出值在不同的應(yīng)變量、溫度、應(yīng)變速率下的等值曲線，即功率耗散圖如圖4.3所示。參數(shù)的水平代表熱加工變形過的顯微組織變化率。圖4.3中曲線的值表示值，從中看出：參數(shù)于較高水平的區(qū)間大致有兩個(gè)：在變形溫度T（1063K~1223K）和 間內(nèi)與變形溫度T（1183K~1223K）和 （高于1s-1）區(qū)間內(nèi)。此外，當(dāng)真應(yīng)變（0.5~0.7變形溫度（1023K~1173K）和應(yīng)變速率（高于5s-1）時(shí)，η值大多處較低水平。由于在熱塑性成型過，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、動(dòng)態(tài)回復(fù)、不穩(wěn)定（孿晶、開裂等）等都會導(dǎo)致較高值的出現(xiàn)，高溫下的楔形開裂同樣也會導(dǎo)致因此較高η值的區(qū)域并不都是安全的，這就需要進(jìn)一步結(jié)合失穩(wěn)判據(jù) 分析確定 (a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)Fig.4.3ThepowerdissipationmapsoftheTC18titaniumalloyunderdifferent(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)失穩(wěn)判據(jù)失穩(wěn)圖是根據(jù)不可逆熱力學(xué)原理，用一個(gè)無量綱參數(shù)() 成的平面繪制出不同應(yīng)變下()等高線圖即為失穩(wěn)圖（如圖4.4所示），圖中灰即()為負(fù)的區(qū)域表示流變失穩(wěn)區(qū)，其余為安全區(qū)。在圖4.4a中可以看到，失穩(wěn)區(qū)域其面積約為區(qū)域總面積的124.4b中，失穩(wěn)區(qū)域也為三個(gè)，但三個(gè)區(qū)域面積都比較小，且其總面積約為區(qū)域總面積的1/5；圖4.4c中，失穩(wěn)區(qū)域?yàn)閮蓚€(gè)，其面積約為區(qū)域總面積的1/6；圖4.4d中，失穩(wěn)區(qū)域?yàn)橐粋€(gè)，且其面積約為區(qū)域總面積的1/4?？傊?，隨著應(yīng)變的增加，流變失穩(wěn)區(qū)的總面積出現(xiàn)先減少通過三個(gè)指標(biāo)的計(jì)算過程可知：m值對溫度、應(yīng)變速率及應(yīng)變的響應(yīng)正是造成ηξm值意味著變形具有較少的滑移系和孿晶 (a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)Fig.4.4TheinstabilitymapsoftheTC18titaniumalloyunderdifferent(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)熱加工圖的采用m、和()三項(xiàng)指標(biāo)逐步進(jìn)行更加苛刻的判別，分別識別出代表不同示非穩(wěn)定變形區(qū)域。這種經(jīng)歷m、和()三重識別出的失穩(wěn)區(qū)域涵蓋了這兩種機(jī)制所對應(yīng)的的功率耗散值分別為0.2~0.3(DRV)和0.35~0.55(DRX)，≥0.2被認(rèn)為處于較高的水平。從圖4.5中可以看出，TC18（0.1~0.3）時(shí)，安全區(qū)主要集中在中溫低應(yīng)變速率區(qū)（840℃~900<0.4s-1）s-1）和高溫高應(yīng)變速率區(qū)（910℃~950>1s-1），且功率耗散系數(shù)值在低應(yīng)變速率區(qū)出現(xiàn)峰值（=0.5時(shí)，峰值為0.41；=0.7時(shí)，峰值為0.45），說s-1)區(qū)。 (a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)Fig.4.5TheprocessingmapsfortheTC18titaniumalloyunderdifferenttrue(a)=0.1(b)=0.3(c)=0.5(d)TC18鈦合金在不同變形溫度和應(yīng)變速率下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線，構(gòu)建TC18鈦合金包含應(yīng)變的熱加工圖，表明TC18鈦合金的熱變形TC18m值、值和m值對溫度、應(yīng)變和應(yīng)變速率的三維關(guān)系圖，lg尺度下應(yīng)變lg尺度下應(yīng)變速率的失穩(wěn)圖，并分析引起研究③根據(jù)功率耗散圖，η值在兩個(gè)區(qū)間內(nèi)處于較高水平：變形溫度T=1063K~1223K且＜1s-1區(qū)間內(nèi)與變形T=1183K~1223K且＞1s-1區(qū)間TC18鈦合金的應(yīng)變量為0.1、0.3、0.5和0.7時(shí)的熱加工圖，應(yīng)變量對加工圖的影響較大。TC18鈦合金在較小的應(yīng)變量（0.1~0.3）時(shí)，安全區(qū)主要集中在中溫低應(yīng)變速率區(qū)安全熱加工區(qū)域?yàn)椋褐袦?840℃~900℃)低應(yīng)變速率(0.01s-1~0.3s-1)金屬材料在熱加工過會產(chǎn)生一定程度的加工硬化，而金屬材料自身同時(shí)會產(chǎn)生一定的軟化機(jī)制，包括動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的金屬通過錯(cuò)密度誘發(fā)再結(jié)晶晶粒形核，大量位錯(cuò)的帶來較高程度的軟化，同時(shí)晶粒得到充分細(xì)化，研究表明金屬發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后得到的晶粒結(jié)構(gòu)會帶來比靜態(tài)再結(jié)晶和亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒結(jié)構(gòu)更加出色的綜合性能。在本文的實(shí)驗(yàn)中，變形后的試樣立即淬火，試樣高溫停留的時(shí)間很短暫，保留了高溫組織，導(dǎo)致發(fā)生亞動(dòng)態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶程度非常小，因而，影響壓縮后試樣微觀組織的分布的主要是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對材料熱變形流變行為及成品的力學(xué)性能均具有重要的影響，因此，有必要對T18鈦合金熱變形過的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為進(jìn)行進(jìn)目前，對于材料熱變形過動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界條件主要采用加工硬化率的方法。材料加工硬化率dd是表征流變應(yīng)力隨應(yīng)變變化的速率的一個(gè)變量。通材料組織的變化特征。RyanandMcQueen[46]在研究316型奧氏體不銹鋼動(dòng)態(tài)和Joans[47]提出了基于熱力學(xué)不可逆原理的動(dòng)力學(xué)臨界條件，即認(rèn)為臨界條件與-/-曲線上的最小值以及-(ln-)曲線上的拐點(diǎn)相對應(yīng)。后來，Poliak[48]在研Ni合金鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界條件也得到相同的結(jié)論，并認(rèn)為發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化時(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線不管是否出現(xiàn)應(yīng)力峰，其-曲線均呈現(xiàn)拐點(diǎn)?；鸬?。流變應(yīng)力及位錯(cuò)密度存在如下關(guān)系d/d

k2 式中為流變應(yīng)力(MPa)，為真應(yīng)變，為位錯(cuò)密度(m-3)，M為Taylor因子隨應(yīng)力變化的規(guī)律分為五個(gè)階段[50,51]，如圖5.1所示。5.1Fig.5.1Schematicdiagramofworkhardeningratevariationwith這些而被限制在一定范圍內(nèi)，形成位錯(cuò)胞狀組織。隨著形變量增加，胞的尺/ 化。當(dāng)材料在變形過，應(yīng)變增大到一定程度以后，變形材料位錯(cuò)密度的的阻礙作用而在位錯(cuò)胞壁，從而使得總位錯(cuò)密度增加，應(yīng)力升高，促進(jìn)加工0(1/V 式中kab，kabL為活動(dòng)位錯(cuò)的平均長度，b為柏氏矢量，k 常數(shù)，a為位錯(cuò)相互作用因子。④大應(yīng)變硬化階段[54]：當(dāng)應(yīng)變繼續(xù)增大，累積到一定量時(shí)，材料加工硬化會Ⅳ 式中，Ⅳ為材料第Ⅳ階段時(shí)的加工硬化率，f⑤動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化階段：變形進(jìn)行到一定程度后，變形組織的位錯(cuò)密度達(dá)到一定的臨界值，開始發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，材料的加工硬化開始進(jìn)入到第V階段材料的(

)[55]。材料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化時(shí)，不僅曲線出現(xiàn)拐點(diǎn)，而且lnln線上的拐點(diǎn)或-曲線上的最小值即可得到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界條件。加工硬化速率)與流變應(yīng)力)曲線間接地揭示了材料變形過微觀組織變化，因而采這時(shí)，需對應(yīng)力-應(yīng)變曲線數(shù)據(jù)進(jìn)行適當(dāng)?shù)募庸び不侍幚?，得?曲線及1 (AAA2A3A4A51(BB

2

B3B4

B5

B6 式中為應(yīng)力，為應(yīng)變，AA1A2A3A4A5BB1B2B3B4B5B6為待定系數(shù)值A(chǔ)---B1.75962*10---值A(chǔ)---B1.75962*10----dd就可求得對各應(yīng)力(應(yīng)Fig.5.2ThecurvebetweenhardeningrateandstressunderdifferentdeformationNajafizadeh和Jonas提出采用三階多項(xiàng)式擬合曲線A3A2A dd 式中d/d，A1,A2,A3,B為不同變形條件下的擬合常數(shù)。由式dd 0 dd

cc根據(jù)式(5.3)繪制的關(guān)系曲線，如圖5.3所示，由圖5.3可見，曲線出實(shí)驗(yàn)條件下某些應(yīng)力-應(yīng)變曲線未出現(xiàn)明顯的應(yīng)力峰，但其曲線卻出現(xiàn)拐點(diǎn)并在曲線上出現(xiàn)最小值。一般來說，材料出現(xiàn)無明顯的應(yīng)力峰的應(yīng)力-應(yīng)圖5.3各變形條件下的dd與Fig.5.3Thecurveofd/dandσunderdifferentdeformation這樣可以根據(jù)圖5.3精確確定不同變形條件下曲線出現(xiàn)的拐點(diǎn)位置，進(jìn)而得到對應(yīng)于各變形條件下的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界應(yīng)力c)和臨界應(yīng)變c)。結(jié)合應(yīng)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，可以不考慮初始晶粒尺寸對臨界應(yīng)變的影響[57]n1=0，則峰值應(yīng)變數(shù)學(xué)模 lnplna1m1lnm1

Q1/ m 當(dāng)應(yīng)變速率恒定時(shí) 的表達(dá)式為Q lgplg成相同的線性關(guān)系，結(jié)合5.2中的數(shù)據(jù)Origin線性擬合得到lgplg和lnp-1/T5.45.5所示，取圖中曲線斜率的平均值，得m1=0.1367，Q1=33243J/mol將所得m1Q1值代入式(5.6)中a1=0.00193Fig5.4Relationshipbetweenlgpandlgunderdifferent5.5各變形條件下lnp和1/TFig5.5Relationshipbetweenlnpand1/Tunderdifferent于是得出TC18p0.001930.1367exp(33243/RT c0.61Zexp(QRT)，其中Q為峰值應(yīng)力時(shí)的熱變形激活能。其中QZ值已在第3Z的計(jì)算結(jié)果繪制lnclnZ關(guān)系曲線圖，見圖5.6。由圖5.6可觀察到參數(shù)Zlnc與lnZlnc0.08061lnZ c5.50903104Z0 c圖5.6lnc與lnZFig.5.6Relationshipbetweenlncandln①與結(jié)合應(yīng)力-c0.61p。c0.61TC18βTC18鈦合金熱變形過程組織變化的資料鮮見于國內(nèi)外文獻(xiàn)中，了解材料熱變形過的組織變化對控制材料力學(xué)性能等有很重要的意義。在熱塑性變形過，消耗的機(jī)械能大部復(fù)和再結(jié)晶是使變形狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榈湍軤顟B(tài)的主要途徑，也是熱變形過的兩種回復(fù)是變形過發(fā)生最早的變化過程，它包括不涉及大角度晶界遷移的所有的邊界是大角度界面。再結(jié)晶靠消耗周圍不穩(wěn)定的變形組織而長大。當(dāng)圖6.1(a)給出了TC18鈦合金熱變形前金相組織。通過金相組織可以要由細(xì)小較亮的初生等軸α相以及次生針狀α相+較暗的β轉(zhuǎn)變組織組成。6.1(b)-(g)給出不同變形溫度和應(yīng)變速率條件下TC18鈦合金的金相組織照7248646.1(b)-(d)為鈦合金在750-830℃溫度區(qū)間內(nèi)變形的金相，這是典型的TC18鈦合金兩相區(qū)熱變形組織等軸α相分布在β相當(dāng)中，從中可以看出，隨著溫度的升高，組織中的α830℃時(shí)，α相的數(shù)量對比于原始組織中α相的數(shù)量已大幅度減少。鈦合金是一種擴(kuò)散系數(shù)較高的金屬，且在α+ββ相區(qū)的擴(kuò)散系數(shù)略有不同，在β相區(qū)時(shí)，原子擴(kuò)散系數(shù)很大，β相長大傾向特別嚴(yán)重，極易形成粗大的β晶粒組織，這種狀況在圖6.1(b)-(g)中可以看出。當(dāng)變形溫度等于或高870℃時(shí)，金相組織中已無等軸晶粒，而β相長大非常明顯，如圖6.1(f)-(g)。EBSD6.1(f)-(g)可以看出溫度越高，β相的晶界越清晰。6.1TC18鈦合金在不同變形條件下的微觀組織：(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,電子背散射衍射(electronbackscatterdiffractionEBSD)技術(shù)是基于掃描電取向及相關(guān)信息的方法。基于EBSD技術(shù)的取向成像分析使我們獲得更加豐富的材料信息。可以獲得比金相組織的信息，如：除了各種形貌信息外，還有節(jié)借助EBSD技術(shù)分析TC18鈦合金熱變形過的軟化機(jī)制。圖6.2(a)-(b)給出)Fig.6.2EBSDdiffractionkikuchipatternsofTC18titaniumalloy(a)kikuchipatterns(b)calibrationcrystalfaceindexofthekikuchibandpattern圖6.3(a)-(g)給出了原始狀態(tài)及不同熱變形條件下的相界分布中紅色為α相，綠色為β相，從圖中可以更清晰直觀地看到TC18鈦合金在不同條件下的相分布。由圖6.3(a)可以看到在β相基底上分布著等軸和針狀α相，在α+β相區(qū)即圖6.3(b)-(d)可看出，隨著溫度的升高，α相逐漸減少，β相逐漸增多，這與上節(jié)中的金相剛好吻合，且當(dāng)溫度增至870-900℃時(shí)，α相幾乎完全，數(shù)量非常少的α相是在水淬時(shí)析出，含量不超過0.05%，此時(shí)鈦合金的相轉(zhuǎn)變已完成，合金變?yōu)闊oα相的β固溶體，如圖6.3(e)-(g)所示。圖6.3TC18鈦合金在熱變形過相演變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晶粒取向圖，不同變速率下變形后的EBSD花樣，其共同的特點(diǎn)就是原始試樣中的針狀α相，870℃以后，TC18鈦合金相轉(zhuǎn)變已完成，組α相，此時(shí)合金變成單相固溶體，缺少釘扎晶界相界的第二相粒子的作ββ相的擴(kuò)散系數(shù)TD軸平行，壓縮方向與RD6.4(e)-(g)中發(fā)現(xiàn)，在尺寸較大的β相晶6.4TC18鈦合金熱變形過程組織演變EBSD晶粒取向圖(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，藍(lán)色線代表晶界夾角為15°~180。6.5TC18鈦合金熱變形過程組織演變EBSD晶界分布圖(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較成晶界類型，小角晶界可以看成是一個(gè)晶粒相對于另一個(gè)（相鄰的）晶粒繞某一軸旋轉(zhuǎn)一定角度而得到的晶界，圖6.6(a)-(g)為圖6.5(a)-(g)6.5(a)6.6(a)為TC18鈦合金未熱壓縮前的晶界38°~48°之間，這個(gè)角度的晶界百分比為83%左右。圖6.5(b)-(d)6.6(b)-(d)750℃-830℃不同應(yīng)變條件下的晶界圖及相應(yīng)晶界夾角百分其變形過的軟化機(jī)制必有動(dòng)態(tài)回復(fù)的出現(xiàn)，動(dòng)態(tài)回復(fù)的顯微組織在變形結(jié)束6.5(e)-(g)6.6(e)-(g)870℃-950℃，不同應(yīng)變速率下的晶界圖及晶界百分小角度的等軸亞晶，都表明動(dòng)態(tài)回復(fù)是其熱變形過的主要軟化機(jī)制，參照其5章的觀點(diǎn)相互印證。含有大角度晶界的等軸細(xì)晶的出現(xiàn)，證明即使6.6和其相應(yīng)的應(yīng)力-晶型曲線的大角晶界均超過50，而動(dòng)態(tài)回復(fù)性曲線的大角晶界均在40%以下。綜6.6TC18鈦合金熱變形過程組織演變EBSD晶界分布統(tǒng)計(jì)結(jié)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鈦合金熱變形前組織為典型雙退火組織，由初生等軸α相以及次生針狀α相+β轉(zhuǎn)變組織組成，熱變形后組織發(fā)生了很大變化，在大，這與原子在β相中的擴(kuò)散系數(shù)較高和無α相釘扎β相界有關(guān)。②在本文實(shí)驗(yàn)范圍內(nèi)TC18鈦合金熱變形過，存在兩種軟化機(jī)制即：動(dòng)界含量低于40%時(shí)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)為動(dòng)態(tài)回復(fù)型。本文通過在Gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上，采用TC18鈦合金圓柱體試樣組織，通過金相和EBSD兩種材料表征分析了TC18鈦合金，熱變形過的相TC18鈦合金在溫度1023K~1223K、應(yīng)變速率變速率低于10s-1且溫度較高(>870℃)時(shí)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線為動(dòng)態(tài)回復(fù)型。②對傳統(tǒng)Arrhenius型本構(gòu)方程進(jìn)一步拓展使用，通過多重線性回歸揭示了溫度及應(yīng)變速率影響的TC18鈦合金變參數(shù)Arrhenius型本構(gòu)方程：189.41187

A()

)0192959

A()

)03859181]2對比模 ③基于動(dòng)態(tài)材料模型繪制了應(yīng)變?yōu)?1.350.7時(shí)的T18鈦合金加工圖，并對其進(jìn)行了分析。隨著應(yīng)變的增加，流變失穩(wěn)區(qū)的總面積出現(xiàn)先減少后增加的趨勢，且隨著變形量的增加，流變失穩(wěn)區(qū)主要集中在中低溫高應(yīng)變速率區(qū)。在較小的應(yīng)變量（.1~3）時(shí)，安全區(qū)主要集中在中溫低應(yīng)變速率區(qū)（40℃~90℃，率區(qū)（910℃~950℃，>1s-1），所以，TC18鈦合金推薦的安全熱加工區(qū)域?yàn)闇?840℃~900℃)低應(yīng)變速率(0.01s-1~0.3s-1)曲線呈現(xiàn)拐點(diǎn)這一判據(jù)，可以確定材料的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界條件，p0.001930.1367exp(33243/RTc0.61⑤TC18鈦合金熱變形前組織為典型雙重退火組織，由初生等軸α相以及次生較高和無α相釘扎β相界有關(guān)。TC18鈦合金熱變形過，存在兩種軟化機(jī)制即：可利用加工圖對TC18鈦合金進(jìn)行加工性能分析及結(jié)合金相和掃描電可在建立TC18鈦合金臨界應(yīng)變模型的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步完善動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 心感謝導(dǎo)師教授，本從開題、研究到撰寫和修改，無不傾注著師的辛勤汗水和心血。在我的三年學(xué)習(xí)中，師淵博的專業(yè)知識，嚴(yán)謹(jǐn)?shù)闹螌W(xué)態(tài)度，精益求精的工作作風(fēng)，誨人不倦的高尚師德，使師在我心中形同時(shí)得到了博士后曲鳳盛老師的指導(dǎo)和，他務(wù)實(shí)的工作作風(fēng)，一絲不茍的態(tài)度使我受益匪淺。另外，還要感謝、權(quán)國政、徐戊矯、、感謝材料成形的尚欣師姐、賈智師兄，感謝同學(xué)、王文浩、石彧、耿佩、、董晶晶等同學(xué)，他（她）們在本的撰寫中給予了我很大幫助！感謝這幾年來的兄弟姐妹們對關(guān)心和幫助，他（她）們讓我不最后，對在百忙之中抽出時(shí)間評審和參加答辯的各位、教授表示感 二O 屬材料與工程.2010(09).于蘭蘭，，趙永慶，等.熱變形行為與BT22鈦合金的組織演變[J].稀有金屬材料與工程.2007(03).中國有色金屬學(xué)報(bào).2005(08).周彥邦葛志明.航空用鈦合金[M].:科學(xué)技術(shù),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..].，，楊冠軍，等.BT22鈦合金簡介[J].熱加工工藝.FanningJC.PropertiesofTIMETAL555(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.6Fe)[J].Journalofmaterialsengineeringandperformance.2005,14(6):788-791.盛險(xiǎn)峰，，朱益藩.變形量和熱處理工藝對Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe鈦合金組織和性能的影響[J].金屬學(xué)報(bào).1999,35(1):465-468.，，，等.鐓粗變形工藝對TC18組織和性能的影響[J].鈦工業(yè)進(jìn)展.，航天航空.航空用鈦合金[M].科學(xué)技術(shù),FanningJC,BoyerRR.PropertiesofTIMETAL555-anewnear-betatitaniumalloyFanningJC.PropertiesofTIMETAL555(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0.6Fe)[J].Journalofmaterialsengineeringandperformance.2005,14(6):788-791.鮑利索娃，.鈦合金金相學(xué)[M].國防工業(yè),，沙愛學(xué).TC18鈦合金熱壓參數(shù)對流動(dòng)應(yīng)力與顯微組織的影響[J].材料工程.，，，等.鐓粗變形工藝對TC18組織和性能的影響[J].鈦工業(yè)進(jìn)展.GrinbergNM,ZmeevetsSG,OstapenkoIL.PhasecompositionandfatiguestrengthofalloyVT22[J].MetalScienceandHeatTreatment.1976,18(12):1016-1020..有色金屬材料工程(上)IM].中國材料工程大典,第4卷[Z].:化學(xué)工,趙國丹AZ31鎂合金熱變形力學(xué)行為和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的研究[D].重慶大學(xué)KojimaY.Platformscienceandtechnologyforadvancedmagnesiumalloys[C].TransTechPubl,2000.ZenerC,HollomonJH.Effectofstrainrateuponplasticflowofsteel[J].JournalofAppliedPhysics.1944,15(1):22-32.7075鋁合金熱加工性能的實(shí)驗(yàn)與理論分析研究[D].重慶大學(xué)FrostHJ,AshbyMF.Deformationmechanismmaps:theplasticityandcreepofmetalsandceramics[J].1982.用[J].機(jī)械工程學(xué)報(bào)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.陳緹縈TC18鈦合金的高溫變形與蠕變行為研究[D].中南大學(xué)，于維成，姚戈，等.循環(huán)淬火細(xì)化對42o鋼組織及疲勞性能的影響[J].鋼鐵.2002,37(10):52-56.趙莉萍，，楊慧馮，等. o鋼的貝氏體組織相變[J].特殊鋼.7050鋁合金大鍛件鍛造工藝仿真與再結(jié)晶組織模擬[D中南大學(xué)，雷廷權(quán)，，等.動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化模型[J].華東冶金學(xué)院學(xué)報(bào).，，黃濤，等.3104鋁合金的流變應(yīng)力行為與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[J].機(jī)械工程材料.，，徐旭東，等.Mn-Cr齒輪鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為及組織演變[J].材料科學(xué)與工藝.2006(04)..鎂合金及其加工技術(shù)研究進(jìn)展[J].稀有金屬快報(bào)ZhengQG,YingT,JieZ.DynamicsofteningbehaviourofAZ80magnesiumalloyduringupsettingatdifferentte