置氫Ti-6Al-4V合金的切屑形成過程與機(jī)制

李 紅，孫中剛, 侯紅亮，傅玉燦

置氫Ti-6Al-4V合金的切屑形成過程與機(jī)制

李 紅1，孫中剛2, 侯紅亮1，傅玉燦3

(1. 北京航空制造工程研究所，北京 100024；
2. 大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，大連 116085；3.南京航空航天大學(xué) 機(jī)電學(xué)院，南京 210016)

利用金相顯微鏡、X射線衍射儀和掃描電鏡對置氫Ti-6Al-4V合金的微觀組織和相組成及切屑形貌進(jìn)行了觀察分析，采用分離式Hopkinson壓桿試驗測試置氫Ti-6Al-4V合金的動態(tài)力學(xué)性能，研究氫對Ti-6Al-4V切屑形成過程及切屑形態(tài)的影響，探討置氫Ti-6Al-4V合金的切屑形成機(jī)制。結(jié)果表明：置氫后Ti-6Al-4V合金切屑的收縮系數(shù)增加，表面層片結(jié)構(gòu)尺寸減小，切屑鋸齒化程度減輕；氫含量低于0.4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時，局部材料熱塑失穩(wěn)是形成鋸齒切屑的主要原因，隨氫含量增加，鈦合金切屑的絕熱剪切現(xiàn)象減輕，隨著氫含量的進(jìn)一步增加，鋸齒切屑的形成是由微裂紋而致。

Ti-6Al-4V合金；置氫；切屑形成；絕熱剪切

由于鈦合金屈強(qiáng)比高、導(dǎo)熱性差和彈性模量小，且與刀具的親和性強(qiáng)，導(dǎo)致切削效率低，僅為鋁合金加工效率的15%，因而切削過程具有尺寸控制難、刀具壽命短等問題。目前，國內(nèi)外主要通過合理選擇刀具、優(yōu)化切削參數(shù)、改善切削條件等手段改善其切削加工性，并在一定程度上提高了生產(chǎn)效率。近年來，利用鈦合金中氫的可逆合金化作用，通過對鈦合金的熱氫處理重構(gòu)其微觀組織，改變合金的熱物性能、摩擦性能和力學(xué)性能等，從而從合金內(nèi)部的本征角度改善其切削加工性能[1?2]，并在切削加工后利用真空除氫去除殘余氫以保證其服役性能，是一種有效的改善切削加工性能的新方法。KOLACHEV 等[2?3]的研究表明，鈦合金中加入適量的氫可以顯著改善其切削加工性能，可以降低切削區(qū)溫度和切削力，切削區(qū)溫度可降低50～150 ℃，切削力降低1.3～1.5倍，改善切屑的形成，使帶狀切屑轉(zhuǎn)變?yōu)閿嘈?，提高刀具壽命和加工效率，刀具壽命可提?～10倍。

切屑的形成與切削力、切削熱的大小、刀具磨損的快慢以及加工表面質(zhì)量均有直接的關(guān)系，并影響積屑瘤、斷屑與切削過程振動等[4?5]。本文作者在分析置氫Ti-6Al-4V組織和力學(xué)性能變化規(guī)律的基礎(chǔ)上，從宏觀和微觀角度闡明了組織與性能變化對切屑形成過程與機(jī)制的影響， 對深入研究置氫鈦合金的切削行為及其控制具有重要的參考價值。

1 實驗

實驗材料為軋制退火態(tài)Ti-6Al-4V(TC4)棒材，切削試樣尺寸為d16 mm×110 mm。采用管式氫處理爐進(jìn)行置氫實驗，抽真空至5×10?3Pa以上，加熱至800 ℃，充入高純氫氣，保溫6 h，隨爐冷卻至室溫。通過高精度物理天平采用稱重法測定試樣的實際氫含量，天平感量為 10?5g。

采用CA6140車床進(jìn)行切削實驗，選用肯納K313刀具(成分為Go 15%，W 85%)，切削深度1 mm，進(jìn)給量0.1 mm/r，切削速度130 m/min，無冷卻液。

采用 OLYMPUS BX41M金相顯微鏡和STEREOSCAN 360掃描電鏡觀察置氫鈦合金的微觀組織；利用X射線衍射分析氫對合金相成分的影響。

采用分離式Hopkinson壓桿實驗進(jìn)行動態(tài)力學(xué)性能測試，試樣為d 2 mm×2 mm的圓柱試樣，應(yīng)變速率為 5 000 s?1。

2 結(jié)果與分析

2.1 置氫鈦合金的微觀組織

800 ℃置氫TC4爐冷后的金相組織如圖1 所示。與原始雙態(tài)組織相比，置氫后α和β兩相的形貌和比例發(fā)生了變化：氫含量較低時，合金中初生 α相(αp)基本沒有變化，保持等軸組織，兩相區(qū)內(nèi)片層較原始組織稍顯粗大，隨著氫含量的增加，組織明顯細(xì)化，兩相由原來的板條狀、層片狀趨于球化，初生α相減少。氫含量達(dá)0.51%時，形成大量β轉(zhuǎn)變組織，周圍有少量球化的原始αp相。分析認(rèn)為，一方面，隨著氫含量的增加，合金的α/β相變點逐漸降低，片層中有更多的β相形成；另一方面，800 ℃置氫后，高溫下的β相發(fā)生共析反應(yīng)生成了α+β片層組織。

圖2所示為TC4合金800℃置氫爐冷后的XRD譜。結(jié)果表明：隨著氫含量的增加，初生α相衍射峰強(qiáng)度降低，表明初生α相數(shù)量減少，β相數(shù)量增加，與金相組織觀察結(jié)果一致；同時發(fā)現(xiàn)，衍射峰逐漸變寬，主要是由于氫的加入，造成了晶格畸變，使晶格常數(shù)增大而致；氫含量達(dá)到0.3%時，有少量的氫化物峰值出現(xiàn)，可以觀察到TiH、TiH1.971、TiH2等不同的氫化物衍射峰，氫化物由過飽和的α相在緩慢冷卻過程中發(fā)生共析分解反應(yīng)產(chǎn)生。此外，氫含量超過一定值時，β相衍射峰增加并不明顯，經(jīng)分析與氫化物的出現(xiàn)有關(guān)，其加寬的β相衍射峰掩蓋在臨近或重疊的氫化物衍射峰中而不容易識別。

2.2 置氫鈦合金的力學(xué)行為

切削加工屬于高速載荷作用下的材料塑性流變與斷裂，通常伴隨著絕熱過程的熱力學(xué)效應(yīng)[6]，一般采用分離式Hopkinson壓桿試驗，測定其在高應(yīng)變速率和高溫條件的動態(tài)力學(xué)性能。

圖3所示為高應(yīng)變率條件下置氫Ti-6Al-4V的流動應(yīng)力—應(yīng)變曲線。由圖3可見，300 ℃和500 ℃變形條件下，開始階段流動應(yīng)力隨應(yīng)變量的增加而增加，達(dá)峰值應(yīng)力之后，應(yīng)力明顯下降后又上升，然后波動趨于下降；溫度上升到700 ℃時，流動應(yīng)力在開始階段隨應(yīng)變量增加，隨后呈現(xiàn)波動趨于穩(wěn)定的狀態(tài)，并未出現(xiàn)應(yīng)力劇烈變化的現(xiàn)象。這是由于在高應(yīng)變率下，溫升引起的強(qiáng)度下降大于應(yīng)變硬化引起的強(qiáng)度增加，材料發(fā)生熱塑失穩(wěn)，流動應(yīng)力迅速下降，隨后應(yīng)力—應(yīng)變曲線的變化實際上是應(yīng)變硬化效應(yīng)和絕熱溫升引起的熱軟化效應(yīng)共同作用的結(jié)果。在700 ℃變形條件下，不同氫含量TC4均沒有出現(xiàn)熱塑失穩(wěn)現(xiàn)象，特別是氫含量為0.2%～0.4%對應(yīng)的流動應(yīng)力曲線在未置氫合金發(fā)生熱塑失穩(wěn)對應(yīng)的應(yīng)變區(qū)域過渡非常均勻，分析其原因是由于溫度較高，合金變形抗力明顯降低，新增的變形熱較少，因而不易導(dǎo)致局部熱塑失穩(wěn)，這與文獻(xiàn)[7?8]中絕熱剪切隨環(huán)境溫度的降低而更易發(fā)生的結(jié)論一致；隨著變形增大，硬化與軟化效應(yīng)相當(dāng)，流動應(yīng)力相對穩(wěn)定。

圖1 置氫Ti-6Al-4V合金光學(xué)金相組織Fig.1 Optical microstructures of hydrogenated Ti-6Al-4V alloys: (a) Without H; (b) 0.08%H; (c) 0.12%H; (d) 0.30%H; (e) 0.39%H;(f) 0.51%H

圖2 置氫Ti-6Al-4V合金的XRD譜Fig.2 XRD patterns of hydrogenated Ti-6Al-4V alloys: (a)Without H; (b) 0.08% H; (c) 0.20%H; (d) 0.30%H; (e) 0.39%H;(f) 0.51%H

圖4 所示為流動應(yīng)力與氫含量的關(guān)系。由圖4可見：置氫前后TC4鈦合金有很強(qiáng)的溫度敏感性，隨著變形溫度的升高應(yīng)變強(qiáng)化作用越來越弱，流動應(yīng)力迅速下降；每條高溫應(yīng)力—應(yīng)變曲線都呈先降后升的規(guī)律，即隨著氫含量的增加，流動應(yīng)力先下降后升高。流動應(yīng)力升高的原因可能是一方面隨著氫含量增加，晶格畸變增大而產(chǎn)生強(qiáng)化[9]，另一方面氫含量較高時，組織中出現(xiàn)了氫化物，其數(shù)量隨氫含量增加而增多，作為脆性相對材料起到強(qiáng)化作用。在不同溫度條件下，鈦合金所對應(yīng)的最小應(yīng)力值基本都位于氫含量 0.4%左右，其應(yīng)力值較未置氫TC4的下降約8%～30%，溫度越高，下降幅度越大。分析圖3和4可知，材料都具有一定的應(yīng)變強(qiáng)化效果，但其效果相對于溫度的熱軟化效應(yīng)要弱。除室溫條件下，置氫鈦合金的流動應(yīng)力幾乎均小于未置氫材料的，說明氫作為β穩(wěn)定元素可以提高鈦合金的高溫塑性。氫的加入降低了Ti-6Al-4V合金的β相轉(zhuǎn)變溫度并提高其含量，而β相具有較多的滑移系, 在高溫下易于變形, 具有增加塑性和降低流變應(yīng)力的作用；氫不僅能誘發(fā)新的滑移系,而且促進(jìn)位錯增殖和增加位錯的可動性, 使更多的位錯開動并參與滑移, 甚至攀移, 有利于塑性變形過程的進(jìn)行。

圖3 應(yīng)變速率為5 000 s?1時置氫TC4合金流動應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig.3 σ―ε curves of hydrogenated Ti-6Al-4V alloy at strain rate of 5 000 s?1: (a) 300 ℃; (b) 500 ℃; (c) 700 ℃

2.3 切屑形態(tài)

2.3.1 置氫對切屑宏觀形貌的影響

切屑卷曲是金屬切削過程的一種基本現(xiàn)象，當(dāng)切屑沿前刀面流動時，切屑底層的流動速度較切屑的其他部分緩慢得多，產(chǎn)生了滯留現(xiàn)象，并發(fā)生了二次塑性變形，于是切屑以曲面形狀彎曲。圖5為置氫TC4合金切屑的宏觀形貌。結(jié)果表明，隨氫含量的增加，鈦合金切屑由較緊密的螺旋狀，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樗缮⒌木砬鸂钋行肌?/p>

圖4 置氫TC4合金流動應(yīng)力與氫含量的關(guān)系Fig.4 Relationship between flow stress and hydrogen content of hydrogenated Ti-6Al-4V alloy (ε=0.1; ε˙=5 000 s?1)

圖5 置氫TC4合金切屑宏觀形貌Fig.5 Macrographs of chips of hydrogenated Ti-6Al-4V alloy: (a) Without H; (b) 0.1%H; (c) 0.2%H; (d) 0.3%H; (e)0.4%H; (f) 0.5%H

切屑的卷曲程度可由切屑收縮系數(shù)進(jìn)行評價。影響切屑收縮系數(shù)的因素較多[10]，但在本次實驗中，主要是由于置氫導(dǎo)致材料組織性能變化而致。置氫使鈦合金高溫流變應(yīng)力下降，減輕了切屑底部晶粒受擠壓程度，有利于減小底層膨脹量，同時，前期研究[11]表明，鈦合金的比熱容和熱傳導(dǎo)率隨氫含量增加而普遍提高，置氫鈦合金熱物理性能的變化明顯減輕材料的熱膨脹。因此，置氫鈦合金的切屑收縮系數(shù)增加，切屑卷曲程度得到改善，同時，切屑與刀具的接觸面積狹窄得到一定程度的改善，對減輕切削時刀具的磨損是非常有利的。

2.3.2 置氫對切屑微觀形貌的影響

圖6所示為置氫 TC4鈦合金切屑橫截面金相組織。由圖6可知，隨著氫含量的增加，切屑組織明顯細(xì)化。鈦合金置氫前后，形成鋸齒形切屑的特點不變[12?14]，但氫含量為0.3%時鋸齒呈現(xiàn)不規(guī)則分布。圖6中可觀察到貫穿整個切屑厚度方向的周期性條紋，且垂直于切削方向；隨氫含量由0%增加到0.3%時，條紋逐漸弱化，特別是氫含量0.3%的切屑組織中條紋已經(jīng)不易分辨，氫含量繼續(xù)增加時，條紋的形貌轉(zhuǎn)變?yōu)檩^窄的白亮帶。

圖6 置氫TC4合金切屑橫截面金相組織Fig.6 Micrographs of cross-section of chip formed from hydrogenated Ti-6Al-4V alloy: (a) Without H; (b) 0.1%H; (c) 0.2%H; (d)0.3%H; (e) 0.4%H; (f) 0.5%H

目前，大多數(shù)研究者支持由于熱塑失穩(wěn)導(dǎo)致局部剪切而產(chǎn)生鈦合金鋸齒形切屑的觀點[12,14?15]，在高速切削過程中，鈦合金工件和切屑發(fā)生了巨大的塑性變形，并產(chǎn)生大量的熱，大部分的切削熱集中在切屑根部的狹小區(qū)域，使局部溫度升高，材料軟化失穩(wěn)形成了絕熱剪切帶。判斷圖 6(a)～(d)中的絕熱剪切帶存在于垂直切削方向的條紋內(nèi)，這些條紋說明絕熱剪切帶內(nèi)組織在切削時曾發(fā)生過強(qiáng)烈的剪切滑移及擠壓。條紋內(nèi)的晶粒被明顯拉長，有的晶粒鑲嵌在絕熱剪切帶的邊緣，有的晶粒參與到絕熱剪切帶內(nèi)部，而在距離絕熱剪切帶較遠(yuǎn)的區(qū)域，晶粒的形狀變化不大。但圖6(d)中切屑的集中剪切帶不明顯，說明置氫減輕了鈦合金切屑的絕熱剪切現(xiàn)象，表現(xiàn)在切屑形態(tài)上即為鋸齒化程度減輕。

圖6(e)和(f)所示的切屑中的條紋與 6(a)～(c)中的有明顯區(qū)別，前者條紋處是致密的組織結(jié)構(gòu)，似乎晶粒嚴(yán)重碎化并緊密地擠壓在一起，造成了難以侵蝕的白亮帶，經(jīng)分析此處白亮帶并非絕熱剪切帶，這是因為以下幾個原因：1) 由上述圖3和4可知，高氫含量時鈦合金流動應(yīng)力有上升趨勢，說明此時硬化逐漸大于熱軟化效應(yīng)；2) 置氫后鈦合金熱導(dǎo)率增加[10]，切屑與刀具的接觸面積增大，利于散熱，變形熱集中現(xiàn)象得到一定改善；以上兩方面對絕熱剪切帶的形成都起到阻礙作用。當(dāng)氫含量超過0.3%后，切削塑性變形時，極易在TiH、TiH1.971、TiH2等不同的氫化物脆性相處產(chǎn)生微裂紋，可能在絕熱剪切帶形成前材料就已經(jīng)達(dá)到其極限剪切力，刀尖前被擠壓的楔形材料沿第一剪切變形區(qū)的下部擠裂出工件，擠裂部位的晶粒經(jīng)歷了擠壓變形、破碎、轉(zhuǎn)動與焊合等，形成了類似絕熱剪切帶的白亮帶；同時其切削變形熱也滿足不了形成絕熱剪切帶的熱量。因此，推測圖 6(e)、(f)中切屑局部剪切的形成是因為微裂紋的存在引起的。

圖7所示為不同氫含量Ti-6Al-4V切屑SEM像。圖7中大量的層片結(jié)構(gòu)清晰可見，垂直于切削方向。層片結(jié)構(gòu)的尺寸隨著氫含量的增加有減小的變化趨勢，氫含量0.652%時，切屑層片結(jié)構(gòu)尺寸明顯減小，層片的間距縮減到未置氫時的八分之一，僅有 2～4 μm。據(jù)文獻(xiàn)[15]報道，連續(xù)帶狀切屑的層片結(jié)構(gòu)尺寸一般不超過幾個微米，較大結(jié)構(gòu)尺寸常對應(yīng)鋸齒狀切屑，說明隨著氫含量的增加，置氫能降低切屑的鋸齒化程度，明顯改善切削變形時的局部剪切現(xiàn)象，減輕塑性變形不穩(wěn)定性。

圖7 置氫TC4合金切屑表面SEM像Fig.7 SEM images of chips formed from hydrogenated Ti-6Al-4V alloy: (a) Without H; (b) 0.224%H; (c) 0.372%H; (d) 0.652%H

3 結(jié)論

1) 較低氫含量時，Ti-6Al-4V合金β相增多，流動應(yīng)力隨氫含量增加而下降，高溫(300～700 ℃)塑性提高。由于局部材料的熱塑失穩(wěn)而形成鋸齒狀切屑，但絕熱剪切現(xiàn)象隨氫含量增加而減弱。

2) 較高氫含量時，隨氫含量增加，置氫Ti-6Al-4V合金組織中氫化物增多，流動應(yīng)力有上升趨勢，切削變形時易產(chǎn)生微裂紋，導(dǎo)致鋸齒狀切屑的形成。

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Process and mechanism of chip formation in cutting hydrogenated Ti-6Al-4V alloys

LI Hong1, SUN Zhong-gang2, HOU Hong-liang1, FU Yu-can3
(1. Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research Institute, Beijing 100024, China;2. School of Material Sciences and Engineering, Dalian University of Technology, Dalian 116085, China;3. School of Mecharonics, Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, Nanjing 210016, China)

The microstructure and phase composition of hydrogenated Ti-6Al-4V alloys and the morphology of chip were observed optical microscopy, X-ray diffractometry and scanning electron microscopy. The split Hopkinson bar was employed to test the dynamic mechanical property. The morphology and mechanism of chip formation in cutting Ti-6Al-4V alloys were investigated. The results show: compared with unhydrogenated chip, the chip compression ratio of hydrogenated Ti-6Al-4V alloys is greater, the dimension of lamellae and saw-tooth are less significantly. The thermo-plastic instability is the mechanism of saw-tooth chips formation due to the large plastic deformation when the addition o hydrogen is less than 0.4% (mass fraction). In contrast, the crack initiation mechanism is responsible for the saw-tooth chip with more hydrogen content.

Ti-6Al-4V alloy; hydrogen treatment; chip formation; adiabatic shearing

TG 146.2

A

1004-0609(2010)12-2320-07

2009-12-01；

2010-03-01

侯紅亮，研究員；電話：010-85701497；E-mail: hou_hl@163.com

(編輯 龍懷中)