新型三相TiAl合金高温塑性变形行为及流动软化研究 韩建超.pdf

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2022年6JOURNALOFMECHANICALENGINEERING2022
新型三相TiAl合金高温塑性变形行为及
*
流动软化研究
1,21,21,231,2
韩建超姚昊明贾燚谢广明王涛
(;
;
)
摘要:本文针对TiAl合金热塑性变形困难的问题,通过Gleeble-3800型热力模拟试验机,研究了新型三相Ti-40Al-6V-1Cr-
合金在变形温度为1100~1225℃、~−1、工程应变为70%条件下的热变形行为。采用Arrhenius双曲正
弦函数模型推导出了该合金的本构方程,,低于现有的变形TiAl
合金。基于动态材料模型建立了合金在工程应变为70%时的热加工图。显微组织分析结果表明三相TiAl合金在高温和低应
变速率下能进行充分的再结晶,表现出类似于高层错能合金的特征,同时由于V、Cr两种β相稳定元素的加入,拓宽了合金
的热加工窗口。β相在高温变形过程中缓解加工硬化方面起到重要作用,其充分的再结晶和相变分解是缓解应力集中的主要
方式,同时其作为高温润滑剂缓解晶界和相界处的应力,协调高温难变形α相的变形,改善了材料的热塑性变形能力。根据
热加工图和显微组织特征,提出了合适的热变形工艺参数,并成功地应用于TiAl合金的近等温无包套锻造。
关键词:三相TiAl合金;热塑性变形;相变;动态再结晶;软化机制
中图分类号:TG146
StudyingonHighTemperaturePlasticDeformationBehaviorandFlow
SofteningofaNovelMultiphaseTiAlAlloy
HANJianchao1,2YAOHaoming1,2JIAYi1,2XIEGuangming3WANGTao1,2
(,TaiyuanUniversityofTechnology,Taiyuan030024;
,
MinistryofEducation,TaiyuanUniversityoftechnology,Taiyuan030024;
,NortheasternUniversity,Shenyang110000)
Abstract:Focusingonthepoorhot-deformabilityofTiAlalloy,thethermaldeformationbehaviorofTi-40Al-6V-1Cr-
deformationtemperatureof1100-1225℃,-−1andengineeringstrainof70%wasstudiedbyGleeble-3800

,lowerthanthatofthepresent
,thehotworkingdiagramofthealloywiththeengineeringstrainof70%

temperatureandlowstrainrate,

*国家自然科学基金(51904205)、中央引导地方科技发展资金
(YDZJSX2021A020,YDZX20191400002149)、轧制技术及连轧自动化国
家重点实验室(东北大学)开放课题基金(2020RALKFKT014)、中国博士后
科学基金(2018M641681)和山西省高等学校科技创新(2019L0216)资助项
目。20211213收到初稿,20220609收到修改稿
:.
2机械工程学报第58卷
duringhigh-
,itactedasahigh-temperaturelubricanttoalleviatethestressatgrain
,thethermoplastic
,theappropriate
deformationprocessparameterswereproposedandsuccessfullyappliedtothenearlyisothermalforgingofTiAlalloy.
Keywords:multiphaseTiAl;thermoplasticdeformation;phasetransition;dynamicrecrystallization;softeningmechanism
Ti-45Al-7Nb--,
0前言发现变形和再结晶优先发生在晶界β相,因为其良
好的高温变形能力增强了晶界的滑动和迁移,从而
TiAl基合金具有低密度(~)、高改善了加工性能。NIU等[13]发现含β相的
比强度、优异的抗氧化性和抗蠕变性能,被认为Ti-43Al-4Nb-2Mo-
750900[14]
是~℃范围内替代镍基高温合金的唯一热变形激活能。LIN等发现了α2残余层片结构中
材料,在航空航天和汽车工业领域具有显著的应析出大量β相,导致α2残余层片分离,同时α2残余
用前景[1-3]。然而,由于TiAl合金的强共价键特层片的分解被推迟,新生β相与原始α相之间存在
2
征和低温有序相的协同效应导致的固有脆性和Burgers取向关系。虽然有关变形TiAl合金的热
[4-5]TiAl
较高的热加工难度,限制了合金的大规变形行为已经开展了大量研究,但是各相在不同
模应用。工艺下的相变和再结晶行为仍缺乏系统研究。
目前有学者提出通过添加合金元素来诱导产生TiAl合金的热处理、热等静压及热机械处理等后
更多的韧性相。无序的β相被认为是高温韧性相[6],
处理工艺,其本质是在高温条件下有目的性地使
可以在变形过程中提供更多的独立滑移系,以此来合金在不同应力和温度状态的诱导下发生相变及
协调变形[7]。一些研究人员已经证明,通过与Nb、
再结晶,进而获得满足工程化应用的TiAl合金。
Cr、V等元素合金化来稳定和调控β相含量,可以因此,探究三相TiAl合金热变形过程中的相变行
[8][9]
有效改善材料的热加工性能。CLEMENS等开发为和流动软化机制,对于改善TiAl合金的成形性
了成分范围为Ti-(42-45)Al-(2-7)-Nb-(1-10)(Mn,Cr,能具有重要的指导意义。为此,开展了新型三相
V,Mo)的合金,称为β-TiAl合金,具有良好的热加TiAl合金的热压缩模拟试验,对热变形态的微观
工性能。德国Leistritz公司通过热模锻工艺制备了组织进行观察,分析其高温塑性变形行为及流动
Ti--4Nb-1Mo-(TNM)合金的低压涡轮叶软化机制,构建三相TiAl合金热塑性变形本构方
片和Ti-45Al-5Nb--(TNB-V4)合金的高压压程和热加工图,相关研究结果可为三相TiAl合金
气机叶片,并成功应用于空客A320neo的PW1100的锻造、挤压等塑性加工工艺方案的制定提供理
涡轮发动机[10]。然而,为满足新一代航空器对复杂论指导和技术支撑。
高温零件成形的需求,TiAl合金的热加工能力仍需
进一步提升。1试验
作为新一代变形TiAl合金,三相TiAl合金的
主要稳定相为α2相,γ相和B2相,三种稳定相的本文研究的新型三相TiAl合金成分为
尺寸、形貌及相互之间的结合形态对其变形能力和Ti-40Al-6V-1Cr-(at.%),采用水冷铜坩埚感应凝
组织性能作用显著。TiAl基合金在热变形过程中会壳熔炼炉制备铸锭,原材料为0级海绵钛(Ti:
出现许多冶金现象,如动态再结晶(Dynamicwt.%),高纯铝(Al:.%),V-Al中间合金(V:
recrystallization,DRX)、动态回复(Dynamicrecovery,.%),高纯Cr(.%),高纯Ni粉(
[11]
DRV)和相变,从而导致微观结构的变化。对于wt.%)。通过线切割机从铸锭上切取φ8mm×12mm
TiAl基合金,在热变形过程中,DRX容易被激活。圆柱体试样,在Gleeble-3800热模拟试验机上先以
以往的研究表明,当达到临界应变时,γ相的变形12℃/s的升温速率分别将试样加热到1100℃、
机制为DRX,其在热变形中占主导地位,DRV将1125℃、1150℃、1175℃、1200℃和1225℃
[8]
在α相和β相被激活。近年来,有学者对β-TiAl后,保温3min,使试样内外温度均匀后,再进行高
LIU[12]70%
基合金的热压缩变形开展了研究。等研究了温压缩变形试验,工程应变量为,应变速率分
:.
月2022年6韩建超等:新型三相TiAl合金高温塑性变形行为及流动软化研究3
−1、−1、−−1。整个热模
拟试验在真空状态下完成,为了减少试样与压头之
间的摩擦,在试样两端分别放置钽箔。随后将试样
置于冷水中淬火,保留高温变形后的组织状态。采
用扫描电子显微镜(Scanningelectronmicroscope,
SEM)和电子背散射衍射仪(Electronbackscattered
diffraction,EBSD)对其微观结构进行表征,组织观察
试样使用金相砂纸打磨,随后进行电解抛光。电解
抛光液成分为V(甲醇)∶V(正丁醇)∶V(高***
酸)=6∶3∶1,抛光电压和温度分别为30V和
−25℃。
2结果和讨论

图1所示为Ti-40Al-6V-1Cr-
组织结果。图1a中可以看出该合金为三相组织,白图1Ti-40Al-6V-1Cr-
色的B2相和黑色的γ相交叉组合在一起,形成类

似于树杈样的形状有序排布,在白色的B2相和黑
图2为Ti-40Al-6V-1Cr-
色的γ相中又穿插着灰色的层片状组织。在显微组
的真应力-真应变曲线。由图2可知在变形初期,真
织中未观察到明显粗大的柱状晶,这符合β凝固路
应力随着应变量的增加而迅速增加。这是由于合金
径TiAl合金的显微组织特征。当TiAl合金中Al的
在变形初期内部存在位错的增殖及交错作用,这时
摩尔分数低于45%时,再加上Cr和V对β相的稳
加工硬化占据了主导的地位。随着应变的继续增加,
定化作用,将导致合金通过单一β相的凝固路径:
晶体的动态回复和动态再结晶等软化行为随着变形
L→L+β→β→β+α→α→L(α/γ)+γ+β→Lamellar(α2/γ)+的增加而逐渐增强。当加工硬化和软化作用达到动
γ+B2。α相从β相中析出可以沿12个不同的晶体学
态平衡时,出现了流变应力的最大值。此后,随着
方向,即一个β晶可以分解为12个不同取向的α
[15]变形量的进一步增加,其软化作用会超过加工硬化
晶粒,即所谓的“晶体分割”。同时由于高温无
并占据主导作用,使得流变应力逐渐下降。在一定
序α相是后续层片组织的母相,因此不同取向的细
的应变之后,会出现稳态变形,使得最终流变应力
小α晶将导致最终层片晶组织的尺寸较小且无明显
趋于稳定,这是因为产生了应力-应变动态平衡,表
取向,这有利于获得细小的层片组织结构。图1a
现出较明显的动态稳定特征。Ti-40Al-6V-1Cr-
中可见,α2/γ片层团的平均直径为30~80μm,组
合金的热塑性流变软化也是由动态回复和动态再结
织细小且均匀,呈现一定的柱状晶倾向,这主要是
晶引起,具体的相变和不同组织的动态再结晶等软
受热流传导方向的影响。常温B2相的产生是由大
化因素还需结合后续的组织演化特征分析。
量V、Cr、Mn等β相稳定化元素偏聚,导致高温β
[13]材料的热加工变形过程十分复杂,且伴随有热
相残留至室温,进而发生有序化的结果。图1b
激活过程。为了描述稳态流变应力σ与变形温度T
所示为该合金的相比例分布图,从图中可以看出B21966SELLARS
[17]及应变速率之间的关系,年和
%,在JIANG等所设计的[18]
TEGART提出了一种双曲正弦形式且含有热变形
Ti-----
激活能Q的修正Arrhenius关系式。
%,相比之下,本文中B2相的含量提高ε=−Ah[sin()]exp[/()]ασnQRT(1)
了约120%。这主要是由于该合金添加了相对较多的
式中,σ表示相应于某指定应变量时对应的流变应
V和Cr元素所致,而这两种元素的β相稳定能力超
力,单位为MPa;A,α,n是与变形温度无关的常
过了Nb和Mo元素。由于B2相在高温下将转变为
数,A为结构因子,α为应力水平参数,n为应力指
高温无序β相,较多β相可以有效改善该合金的高
数;R为摩尔气体常数,R=/(mol·K);T为变
温变形能力。
形绝对温度;Q为热变形激活能,单位为J/mol。
:.
4机械工程学报第58卷
式中,A1、A2、β、n1均为材料常数。
常数α是根据lnε-lnσ和lnε-σ的关系线性拟
合分别得到的斜率n1和β的比值。
αβ=/n1(4)
本试验中,根据流变应力与应变速率的关系,
经过拟合计算得出α=。代入同一温度下的应变
速率、峰值应力及α值等数据可绘出图3c所示
图2不同应变速率下Ti-40Al-6V-1Cr--
真应变曲线
不同的应力水平下用不同的幂指数模型来描述
ε与σ之间的关系
n1
ε=A1σασ>(2)
ε=A2exp()βσασ<(3)图3热模拟拟合数据关系曲线
:.
月2022年韩建超等:新型三相TiAl合金高温塑性变形行为及流动软化研究5
lnε-ln[sinh(ασ)]的关系曲线图和图3d所示的拟合关明本文研究的新型三相TiAl合金可以在相对较低
系图。根据lnε-ln[sinh(ασ)]和ln[sinh(ασ)]-1/T的关的变形温度和应变速率下实现DRX、位错运动和塑
系线性拟合得到的斜率分别记为n和b。性变形。这主要是由于本文研究的Ti-40Al-
求其斜率可得n=,b=。6V-1Cr-,同时添加大
再根据热变形激活能的表达式量β相稳定元素,因此高温时将产生相对较多的无
QRnb=(5)序β相。而高温β相具有较多的独立滑移系统,可
Rnb(5)以起到柔韧相的作用,提升合金的高温热塑变形能
将、、的值代入式,可以求出本试验中
力。与此同时,Ti-40Al-6V-1Cr-
Ti-40Al-6V-1Cr-
能高于Ti在γ-TiAl中的自扩散激活能Q=250
Q=。
kJ/mol,也高于Al在γ-TiAl中的自扩散激活能
为了便于分析,通常可将变形温度的影响及应
Q=360kJ/mol,在合金的热塑性变形过程中发生动
变速率的影响合并为一个参数,即Zener-Hollomom
[17]态回复和动态再结晶时,其激活能Q一般超过蠕变
参数,简称Z参数,且有[22]
或热扩散时的20%。这表明Ti-40Al-6V-1Cr-
Z=εexp[/()][sinh()]QRTA=ασn(6)
合金的变形不受原子扩散的控制,而可能由动态再
由式(6)取对数可得结晶及相变机制所决定,动态再结晶引起组织结构
lnlnln[sinh()]ZAn=+ασ(7)的变化从而影响流变应力。具体的相变和不同组织
有了n值和ln[sinh(ασ)]-(1000/T)的线性关系,的动态再结晶等软化因素还需结合后续的组织演化
根据热激活能公式(5)求出第一次的Q值。将Q值、特征分析。

力值σ对应代入式(6)和(7),可得到lnZ和ln[sinh(ασ)]热加工图由功率耗散图与流变失稳图两部分叠
的对应值,并将其对应关系进行线性插值,得到类加组成,其中功率耗散图为功率耗散因子η(式(9))
似图4的结果,曲线的斜率即为更准确的n值。通随应变速率和温度的变化的情况。该图反应了材料
过反复迭代运算,直到n值趋于稳定。最终得到的在不同变形条件下微观组织演化时的功率耗散情
精确值n=,代入式(5)即可得到精准的Q值,况。材料在热变形过程中发生动态回复、动态再结
Q=。最后经过反复迭代和回归分析,晶和相变过程,同时也会产生孔洞和裂纹等缺陷。
由式(7)得出A=×1015,将上述各参数代入式(1),材料中形成孔洞和裂纹也将导致较大的功率耗散因
并结合本研究的工程应变量,得到本试验中合金的子。因此,需要在功率耗散图中添加失稳判据(式
热压缩流变应力本构方程为(10)),当式(10)成立时,说明材料在热变形中发生
⎛⎞−464740了失稳。根据失稳判据函数,以变形温度和应变速
ε=×[()]expsihσ⎜⎟(8)
⎝⎠RT率为变量即可绘制出失稳判据图。将功率耗散图与
[23-24]
失稳图叠加就可以得到材料的热加工图。
ηЈЈтт=/2/1max=+(9)
т
∂ln
т+1(10)
ξ(εт)<0=+
∂lnε
本节构建了Ti-40Al-6V-1Cr-
工图(图5)。图中等高线代表功率耗散效率,以百分
数表示。图5中阴影区(区域Ⅰ、区域Ⅱ)对应合金
的流变失稳区,失稳区的温度范围为1100~
图4lnZ-ln[sinh(ασ)]关系曲线1110℃和1160~1200℃,对应的应变速率范围
−1
[19]为~。在这个区域内进行热加工,合金容
本文计算的热激活能小于JIANG等计算的
易产生开裂、局部塑性流动和绝热剪切带等缺陷。
Ti-----()以
因此,应避免在这个区域内进行热塑性加工。
及文献报道的三相TiAl合金如Ti-43Al-4Nb-
[16][20]合金的理想热加工区间一般对应功率耗散效率
1Mo-(600kJ/mol)、Ti-43Al-4Nb--
[21]峰值区。Ti-40Al-6V-1Cr-
()、Ti-43Al-9V()。这说
:.
6机械工程学报第58卷
有三个功率耗散效率峰值区(Ⅲ、Ⅳ、Ⅴ)。峰值区晶粒不仅发生了扭转变形,还有晶粒拉长的现象出
Ⅲ对应的变形条件为1100~1150℃/~现。图6b对应了图5热加工图中峰值区Ⅲ中η取值
−1()Ⅳ
;峰值区对应的变形条件为~大于的部分区域,在此变形条件下仍然可以观
1200℃/~−1;峰值区()Ⅴ对应的变形条件察到大量扭转变形的层片晶。同时,层片晶的边缘
为1200~1225℃/~−1,也就是说Ti-40Al-附近发现了大量的γ和B2再结晶晶粒,低应变速
6V-1Cr-~率虽然有利于层片晶的分解,但是低温变形不能为
1225/−1
℃。但是仅依靠热加工图不足以确定再结晶提供足够的驱动力,从而产生不完全再结晶
最佳加工区域,因此为了获得当前合金不同区域的[25]。此区域材料又发生了层片晶L(α/γ)→γ+β的相
2
精确变形机制,下一节将进一步分析变形后的微观变分解,因此该区域具有相对较高的功率耗散效率。
组织特征。晶界高温β相的存在也促进了层片晶的自由变形和
[16]
转动,有利于减少应力集中。由于该区域的层片
尺寸依然在50~100μm之间,说明层片组织的球化
分解并不完全。虽然该区域表现出较高的功率耗散
效率,但是不适合作为良好的工艺参数指导后续的
6c6d)1150/−1
热加工。图、可以看出合金在℃、
1150℃/−1条件下组织继续球化分解,材料依
旧由三相组成,大量的α2/γ层片结构转化为γ相和
B2相,层片的内部也出现了大量的再结晶晶粒。图
6d可以看出所有B2相的形貌均为等轴状,表明β
相在高温时发生了较为充分的动态再结晶。与γ相
相比,β相似乎更软[17],因此当β相积累足够的应
变和储能时,β相也会发生DRX,从而形成等轴β
[26]α/γ
图5Ti-40Al-6V-1Cr-。2层片结构的尺寸明显减小,层片尺寸为
20~50μm。随着温度的升高,α2/γ层片球化分解更

加充分,这些现象表明,层片结构更充分的球化分
图6展示了不同变形条件下的微观组织。图6a
解和β相充分的再结晶是该合金缓解加工硬化的主
所示对应图5热加工图的失稳区Ⅰ,层片晶发生了
要方式。
严重的扭转变形,层片晶相邻的γ相晶粒和B2相
图6Ti-40Al-6V-1Cr-%工程应变不同变形条件下的SEM图像
:.
月2022年韩建超等:新型三相TiAl合金高温塑性变形行为及流动软化研究7
当温度为1175℃时,此时材料的显微组织发生再结晶形核所需的能量,因此高层错能合金需要高
了明显的变化,此时的L(α2/γ)逐渐向L(α)发生转变。温提供充足的能量,低应变速率为形核过程提供充
如图6e所示,L(α2/γ)内部的γ相逐渐变少,发生了足的时间才可以保证动态再结晶稳定充分的发生。
L(γ)→L(α)的转变[27]。组织内部依然存在的γ相晶图7所示Ti-40Al-6V-1Cr-
粒,一部分是发生了再结晶,由初始的γ相晶粒继变形后的相体积分数图,图中的大尺寸板条、拉长
续细化所得。另一部分是因为发生了亚稳β→γ,β的晶粒、微小晶粒分别代表的是α相、β相和γ相,
γAppel[31]αβγ
相的内部出现了大量细小的相晶粒。通过如箭头所示。其中相、相和相内部存在着小
对Ti-46Al-3Mo和Ti-42Al-8V合金的相变研究,证角度晶界(Low-anglegrainboundaries,LAGB)(2°~
实了高温无序相α→β+γ以及亚稳β→γ这两类析出5°)、中角度晶界(Medium-anglegrainboundary,
相变的存在,对应图5中的失稳区,如图6e所示。MAGB)(5°~15°)和大角度晶界(High-anglegrain
此应变条件下由于发生了相变,在消耗能量的同时boundary,HAGB)(15°~90°)。亚晶界表明存在着位
又消耗了L(α2/γ)中储存的能量,因此抑制了再结晶,错和亚晶,由动态回复过程中位错重组和相互作用
使得功耗因子发生了下降[22]。虽然该处的功率耗散形成。小角度晶界主要存在未充分动态再结晶,而
因子较低,但是由于获得了细小的组织,因此可以大角度晶界表明存在着动态再结晶细晶,通过动态
指导铸锭后续的热加工。再结晶形成。如图7a、7b所示,随着温度的升高,
当温度为1200℃时,此时的温度接近Tα,发由于发生了β→α和γ→α的相变,从1175℃到1
生了β→α的相变转化,但是α相在高温下为无序相,200℃,%%。对应
易发生α→β+γ的相变转化,%%,γ相的比例从
条状、网状组织,如图6e所示。与1175℃%%。β相和γ相的减少对于α相的
形组织相比,1200℃下的变形组织中晶界B2相和协调变形存在不利影响。β相在高温变形下因为有
γ相含量最少。%%,γ独立的滑移系统首先开始变形,例如:
%%(图7a、7b),再加上升温1/2<111>{110}、1/2<111>{112}。随着应力的继续增
给板条组织的继续长大提供了能量,因此其所形成加γ相的滑移系统开始激活,例如:1/2<110>{111}、
的板条尺寸较大,在30~90μm之间。较多的晶