變形方向?qū)iAl合金二次熱變形行為的影響

司家勇,高 帆,張 繼

(1中南林業(yè)科技大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院,長沙410004; 2鋼鐵研究總院高溫材料研究所,北京100081)

變形方向?qū)iAl合金二次熱變形行為的影響

司家勇1,高 帆2,張 繼2

(1中南林業(yè)科技大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院,長沙410004; 2鋼鐵研究總院高溫材料研究所,北京100081)

通過等溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn)研究變形方向?qū)?jīng)一次鍛造后的Ti246.2A l22.5V21.0Cr20.3Ni合金熱變形行為的影響,所選定的二次熱變形方向垂直或平行于一次鍛造應(yīng)力軸方向,試樣初始組織狀態(tài)分別為鍛造態(tài)、去應(yīng)力退火態(tài)和雙態(tài)組織。結(jié)果表明:變向二次熱變形均加快了三種熱處理狀態(tài)鈦鋁合金加工硬化率的衰減過程;對于其中具有雙態(tài)組織的鈦鋁合金繼續(xù)施加變向或不變向二次熱變形均有利于減小流變軟化程度,提高二次熱變形后的組織均勻性。進(jìn)一步的微觀組織觀察表明,變向二次熱變形與不變向二次熱變形相比,更有利于合金的殘余層片分解和動態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行。

鈦鋁合金;變形方向;二次熱變形

高溫鍛造能夠顯著細(xì)化合金顯微組織,是提高TiA l合金室溫延性和工程應(yīng)用性能的一種重要方法[1-4]。其高溫鍛造后的顯微組織主要由再結(jié)晶后生成的細(xì)小等軸晶粒構(gòu)成,但一般仍分布有較多的殘余層片,這些殘留層片很難在后續(xù)熱處理過程中被消除,影響著TiA l合金實(shí)際應(yīng)用的可靠性[5-9]。因而,需對其進(jìn)行二次熱變形,以增大變形量,進(jìn)一步破碎一次鍛造后的殘余層片團(tuán),使組織更為細(xì)小、均勻,獲得更加良好的力學(xué)性能水平。

本工作以一次鍛造鍛坯為基礎(chǔ),通過等溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn)研究了TiA l合金不同初始組織狀態(tài)下變形方向?qū)ζ涠螣嶙冃蔚淖冃慰沽Α⒓庸び不屎土髯冘浕潭鹊挠绊?并初步對比分析了二次熱變形后的微觀組織變化。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)合金名義成分(原子分?jǐn)?shù)/%)為Ti246.5A l2 2.5V21.0Cr20.3Ni,采用自耗+凝殼的雙聯(lián)工藝冶煉而成,經(jīng)1320℃、150M Pa、3h熱等靜壓處理消除鑄造缺陷。熱等靜壓后的鑄錠加工為<105mm×140mm的圓柱形坯料。坯料經(jīng)1200℃預(yù)熱后,在1100℃環(huán)境下進(jìn)行近等溫鍛造開坯,壓下量70%。在一次鍛造鍛坯均勻變形區(qū)域內(nèi)分別切取與一次鍛造應(yīng)力軸方向平行和垂直的高溫?zé)釅嚎s試樣,進(jìn)行不同制度的熱處理,相應(yīng)熱處理工藝和組織狀態(tài)如表1所示。壓縮試樣加工尺寸為<10mm×18mm,端面涂覆玻璃潤滑劑后,在Gleeble21500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上沿一次鍛造應(yīng)力軸的平行和垂直方向進(jìn)行等溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn),分別稱為不變向二次熱變形和變向二次熱變形。熱壓縮條件為溫度1000℃,應(yīng)變速率0.1s-1,壓下量70%。試樣變形結(jié)束后立即水淬,以保留變形組織。利用電火花線切割將試樣沿軸向切開,經(jīng)機(jī)械拋光、腐蝕后,光學(xué)金相試樣采用2%HF+10%HNO3+88%H2O(體積分?jǐn)?shù))溶液腐蝕,采用光學(xué)金相顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。

表1 合金初始熱處理制度與組織狀態(tài)Table 1 Heat treatment and starting microstructure oftest_alloys

2 結(jié)果與分析

三種熱處理狀態(tài)的實(shí)驗(yàn)合金在1000℃、0.1s-1實(shí)驗(yàn)條件下,分別進(jìn)行不變向和變向二次熱變形,所獲得的典型流變曲線如圖1所示。可見,TiA l合金進(jìn)行二次熱壓縮變形時,隨著應(yīng)變的增加,開始時應(yīng)力迅速增加,當(dāng)應(yīng)變達(dá)到一定值后,真應(yīng)力達(dá)到最大,即峰值應(yīng)力;以后隨著應(yīng)變的增大,真應(yīng)力逐漸減小,并最終有可能達(dá)到一個相對穩(wěn)定的值,即穩(wěn)態(tài)應(yīng)力。顯然,這種現(xiàn)象是變形過程中應(yīng)變硬化和動態(tài)軟化共同作用的結(jié)果。在剛剛開始變形時,主要以應(yīng)變強(qiáng)化為主,導(dǎo)致真應(yīng)力增加,隨著變形量的增大,動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶逐漸增強(qiáng),在某一變形量處,兩者達(dá)到平衡,真應(yīng)力不再繼續(xù)增加,從而導(dǎo)致峰值應(yīng)力的出現(xiàn)。當(dāng)繼續(xù)進(jìn)行變形時,動態(tài)軟化作用大于形變硬化,從而導(dǎo)致真應(yīng)力的下降;隨著變形量的進(jìn)一步增大,動態(tài)軟化和應(yīng)變硬化達(dá)到平衡,導(dǎo)致穩(wěn)態(tài)流變抗力的出現(xiàn)。

圖1 不同熱處理狀態(tài)不變向和變向二次熱變形流變曲線(a)鍛造態(tài);(b)退火態(tài);(c)雙態(tài)Fig.1 The true stress2strain curves of secondary hot deformation with different heat treatments (a)as2forged;(b)relief annealed;(c)duplex

從流變曲線應(yīng)力2應(yīng)變數(shù)值來看,變形方向?qū)θN組織狀態(tài)實(shí)驗(yàn)合金二次熱變形時的變形抗力影響趨勢相同,變向二次熱變形的峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力均較不變向二次熱變形的稍有升高。這是由于鍛造態(tài)和去應(yīng)力退火狀態(tài)的合金二次熱變形前的組織都由粗大的殘留層片團(tuán)和等軸晶粒組成。當(dāng)合金沿著一次鍛造應(yīng)力軸方向繼續(xù)進(jìn)行第二次熱變形時,殘留層片不會向著另外的方向發(fā)生偏轉(zhuǎn),只是繼續(xù)碎化和分解,并發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶,所需的能量較低,因此對應(yīng)的變形抗力也較低。但當(dāng)合金二次熱變形的方向與一次鍛造應(yīng)力軸方向垂直時,一次變形時發(fā)生傾轉(zhuǎn)的層片團(tuán),在繼續(xù)破碎分解的同時,又要向著垂直的方向再次重新偏轉(zhuǎn),這個過程需要較高的能量才能完成,因此對應(yīng)的變形抗力稍高。

2.1 加工硬化率

根據(jù)公式θ=[5σ/5ε]ε·,T[10]計算了三種組織狀態(tài)實(shí)驗(yàn)合金熱壓縮曲線達(dá)峰值前不同應(yīng)變階段的加工硬化率θ,其中σ為真應(yīng)力,ε為真應(yīng)變,ε·為應(yīng)變速率,T為變形溫度,結(jié)果如圖2所示。對于三種不同熱處理狀態(tài)的實(shí)驗(yàn)合金,加工硬化率均隨應(yīng)變量的增加迅速降低,然后逐漸趨于穩(wěn)定狀態(tài)。不變向二次熱變形時,加工硬化階段的初始加工硬化率隨著合金熱處理制度的不同而發(fā)生改變,從鍛態(tài)、去應(yīng)力退火態(tài)到雙態(tài)組織,相應(yīng)的初始加工硬化率在不斷升高,且初始應(yīng)變值也在不斷增大;對于變向二次熱變形,不同熱處理組織狀態(tài)實(shí)驗(yàn)合金的初始加工硬化率數(shù)值相近,僅初始應(yīng)變數(shù)值在不斷增大。分析變形方向?qū)?shí)驗(yàn)合金二次熱變形加工硬化率的影響,變向二次熱變形加快了加工硬化率的下降速率,即加速了鈦鋁合金加工硬化率的衰減過程。

圖2 不同熱處理狀態(tài)不變向和變向二次熱變形加工硬化率(a)鍛造態(tài);(b)退火態(tài);(c)雙態(tài)Fig.2 Work hardening rate of secondary hot defo rmation w ith different heat treatments (a)as2fo rged;(b)relief annealed;(c)dup lex

研究發(fā)現(xiàn),熱加工過程中鈦鋁合金始終受加工硬化和流變軟化的影響,而動態(tài)再結(jié)晶通常是其流變軟化的主要機(jī)制[10]。在真應(yīng)力2真應(yīng)變曲線峰值出現(xiàn)前鈦鋁合金中已發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶軟化。因而,根據(jù)加工硬化率分析結(jié)果可以推測,變向二次熱變形有利于促進(jìn)鈦鋁合金動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生,破碎一次鍛造殘余層片組織。

2.2 流變軟化程度

不同熱處理狀態(tài)合金二次變形流變軟化程度可用|σp-σss|的差值來進(jìn)行計算,其中σp是真應(yīng)力2真應(yīng)變曲線上的峰值應(yīng)力,σss為穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力,均取為真應(yīng)變量為1.0時所對應(yīng)的真應(yīng)力。三種熱處理狀態(tài)實(shí)驗(yàn)合金不變向和變向二次熱變形計算獲得的流變軟化程度如圖3所示。初始組織為鍛造態(tài)的實(shí)驗(yàn)合金不變向和變向二次熱變形的流變軟化數(shù)值均較退火態(tài)和雙態(tài)組織狀態(tài)要高,而變向和不變向二次熱變形對鍛造態(tài)初始組織實(shí)驗(yàn)合金的流變軟化程度影響較大,對雙態(tài)初始組織的實(shí)驗(yàn)合金影響較小。一般合金軟化程度越高,發(fā)生局部應(yīng)變的趨勢越顯著,不利于合金的穩(wěn)態(tài)塑性流變[10]?？梢?鈦鋁合金一次鍛造組織經(jīng)熱處理獲得雙態(tài)組織后,繼續(xù)施加變向或不變向二次熱變形均有利于減小流變軟化程度,提高二次熱變形組織的均勻性。

2.3 二次熱變形組織

圖3 不同熱處理狀態(tài)不變向和變向二次熱變形流變軟化程度Fig.3 Softening degree of secondary hot defo rmation w ith different heat treatments

三種熱處理狀態(tài)合金經(jīng)變向和不變向二次熱變形后的光學(xué)顯微組織如圖4所示。對于鍛造態(tài)和退火態(tài)初始組織實(shí)驗(yàn)合金,變向二次熱變形與不變向二次熱變形相比,大量殘余層片區(qū)域被破碎,等軸晶粒體積分?jǐn)?shù)增加,動態(tài)再結(jié)晶進(jìn)行的程度更加完全,組織中已經(jīng)沒有粗大連續(xù)的殘留層片分布,顯微組織得到明顯細(xì)化;而對于雙態(tài)初始組織實(shí)驗(yàn)合金,變向二次熱變形與不變向二次熱變形相比,微觀組織變化差異較小,僅變向二次熱變形后顯微組織中的細(xì)小層片團(tuán)和等軸γ晶粒的邊界出現(xiàn)較多的等軸晶粒。綜合微觀組織觀察結(jié)果,相對于不變向二次熱變形,變向二次熱變形有利于合金的層片分解和動態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行,有利于合金顯微組織的均勻化。

圖4 不同熱處理狀態(tài)不變向和變向二次熱變形組織(a)鍛造態(tài)不變向;(b)鍛造態(tài)變向;(c)退火態(tài)不變向; (d)退火態(tài)變向;(e)雙態(tài)不變向;(f)雙態(tài)變向Fig.4 M icrostructure of secondary hot deformation with different heat treatments (a)as2forged and unreversed;(b)as2forged and reversed;(c)relief annealed and unreversed; (d)relief annealed and reversed;(e)duplex and unreversed;(f)duplex and reversed

3 結(jié)論

(1)變向二次熱變形加快了三種熱處理狀態(tài)鈦鋁合金加工硬化率的衰減過程,有利于促進(jìn)鈦鋁合金動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生,破碎一次鍛造殘余層片組織。

(2)變向二次熱變形有利于降低鍛造態(tài)組織鈦鋁合金變形過程中的流變軟化程度,對于具有雙態(tài)組織實(shí)驗(yàn)合金,繼續(xù)施加變向或不變向二次熱變形均有利于減小流變軟化程度,提高二次熱變形組織的均勻性。

(3)對于一次鍛造變形后經(jīng)三種熱處理狀態(tài)的鈦鋁合金,變形方向?qū)ζ涠螣嶙冃魏蟮慕M織有顯著影響,變向二次熱變形與不變向二次熱變形相比,更有利于合金的層片分解和動態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行。

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Effect of Direction on Flow Behavior of TiA l A lloy in Secondary Ho t Defo rmation

SIJia2yong1,GAO Fan2,ZHANG Ji2
(1 College of Mechanical&Electrical Engineering,Central South U niversity of Fo restry&Technology,Changsha 410004,China; 2 High Temperature Material Research Division,Central Iron and Steel Research Institute,Beijing 100081,China)

The flow behavior of already forged Ti246.2A l22.5V21.0Cr20.3Ni alloy by the isothermal comp ression experimentswas investigated.The direction of secondary hot deformation was taken to be vertical o r parallel to the fo rmer fo rging axis(reversed o r unreversed defo rmation).Specimens have three kinds of starting microstructures,as2forged,relief annealed and dup lex.The results show that reversed deformation can accelerate the decline of work hardening rate.And compared w ith other two microstructures,the dup lex microstructure has the lowest softening degree in reversed or unre2 versed secondary hot defo rmation.Acco rding to the results of microstructure observation,the re2 versed secondary hot deformation can be favorable to the breakdow n and dynamic recrystallization of remanent lamellar structure.

TiA l alloy;direction;secondary hot deformation

TG146.2

A

100124381(2010)1220051204

863國家高技術(shù)研究發(fā)展計劃資助項(xiàng)目(2006AA03A 204)

2009210211;

2010207201

司家勇(1978—),男,博士,講師,研究方向:鈦鋁合金,聯(lián)系地址:湖南省長沙市韶山南路498號中南林業(yè)科技大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院(410004),E2mail:sjy98106@163.com