周 伟，赵永庆,2，辛社伟，李 倩，李 磊，张思远，陈 军，王 欢,2

(1.西北有色金属研究院，陕西 西安 710016)(2.西北工业大学，陕西 西安 710072)

0 引 言

Ti5321合金是西北有色金属研究院开发的一种新型高强韧钛合金[1]，该合金经强化热处理后抗拉强度超过1 200 MPa，并且具有良好的断裂韧性(KIC≥65 MPa · m1/2)，相对于目前已成熟应用的高强韧钛合金来说，该合金在强韧性能匹配上更能满足我国航空用损伤容限钛合金的要求。

金属材料在加工过程中受温度、变形量、应变速率等因素的影响，而钛合金片层组织的热变形及其球化行为一直是国内外钛合金热加工领域研究的热点。Miller等[2]在20世纪90年代研究了Ti-6Al-4V合金片层组织在压缩和拉伸2种热加工方式下的变形行为，研究发现，受织构的影响,合金片层组织拉伸变形较压缩变形应力峰值的软化程度大。陈慧琴等[3]研究了TC11钛合金片层组织在两相区的热变形行为，通过分析显微组织认为片层组织球化行为是变形应力软化引起的。周建华等[4]研究了TC17钛合金热变形过程中片状组织的演变规律，研究发现变形量对合金片状组织的球化起决定作用。吴成宝等[5]通过研究TA15钛合金片层组织的热变形及组织球化行为发现，合金变形应力对应变速率和温度敏感。综上表明，钛合金片层组织在两相区变形，热加工工艺参数对合金变形应力及组织演变具有重要的影响。作为新研制开发的Ti5321高强韧钛合金，为了实现合金片状组织在α+β相区组织与性能的控制，开展这方面变形行为及显微组织演变的研究是十分必要的。

1 实 验

实验用原材料为Ti5321合金棒材，其化学成分 (w/%)： Al 5.02、Mo 3.03、V 2.99、Cr 2.06、Nb 1.37、Zr 2.01、Fe 0.99、O 0.064、H 0.001 1、N 0.000 4、Ti余量。采用金相法测得合金α/β相变点为860 ℃。从Ti5321合金棒材上切取φ10 mm×70 mm试样，经900 ℃保温1 h后以0.25 ℃/min的冷却速度炉冷到700 ℃后空冷。热处理后Ti5321合金棒材的显微组织为典型的魏氏片层组织[6]，具有清晰完整的β晶界及晶内平直集束α片层结构，如图1所示。将热处理后的φ10 mm×70 mm试样再加工成φ8 mm×12 mm的热压缩试样。热压缩试验在Gleeble-2800型热模拟实验机上进行，试验温度为790～850 ℃，应变速率为0.01～1 s-1，变形量为30%～70%，试样变形后水冷。将热压缩后的试样沿垂直于压缩方向剖开制成金相试样，再经粗、细磨及抛光处理后，用5%HF+15%HNO3+80%H2O(体积分数)的 Kroll腐蚀液[7]腐蚀，采用OLYMPUSPM-G3型金相显微镜进行显微组织观察。

图1 Ti5321合金棒材的初始片层组织Fig.1 Original lamellar microstructure of Ti5321 alloy bar

2 结果与讨论

2.1 应力-应变曲线

图2为Ti5321合金试样在不同试验条件下经热压缩变形得到的真应力-真应变曲线。由图2可以看出，不同变形条件下获得的真应力-真应变曲线形状特征基本相似，即在变形的初始阶段应力随应变量的增加而增大，当应力达到峰值或出现上、下屈服点后应力随应变的增加而减小并逐渐趋于稳定。初始变形时应力增加是变形过程中位错迅速增殖导致的加工硬化的结果，而随后的软化行为则与片层组织球化和动态再结晶有关[8]。当硬化和软化效应达到动态平衡时，变形进入稳态流变阶段。

图2 Ti5321合金试样在不同变形条件下的真应力-真应变曲线Fig.2 The true stress-true strain curves of Ti5321 alloy specimens at different deformation conditions

由图2还可以发现，当变形温度一定时，应变速率越大，其流变应力的峰值越大。例如，当变形温度为820 ℃，应变速率为0.01 s-1和1 s-1时的流变应力峰值分别为118.52 MPa和249.41 MPa，两者差值为130.89 MPa。这是由于随着应变速率增加，动态软化行为得不到充分进行而导致应力增大[9]。同一应变速率下，流变应力随变形温度的升高而降低。例如，应变速率为0.1 s-1，变形温度由790 ℃升高到850 ℃时，其真应力峰值降低了112.8 MPa，说明Ti5321合金属于热敏感型合金[10]。

2.2 显微组织演变

图3为Ti5321合金试样在不同试验条件下经热压缩变形后的显微组织。由图3可以看出，变形程度和变形温度对合金的组织形貌影响很大。同一变形温度和应变速率下，当变形量较小(30%)时，α片层发生扭曲并且被拉长，片层厚度变薄，局部片层组织被打碎成细小颗粒状球化组织，但由于变形程度较小，显微组织仍以片层组织为主(图3a)。与30%压缩变形组织相比，50%变形后的组织变化明显，α片层不再是连续的整体形貌。随着变形量的增大，局部大的剪切和扭转变形使β相沿着剪切带深入α相，同时α相存在明显的球化趋势，等轴α颗粒的数量较30%变形时增加，如图3b所示。当变形量增大到70%时，由于变形程度增大，具有较高层错能[11]的β相在变形时发生攀移和交滑移，形成多边形化[12]的再结晶组织，组织中已经观察不到片状组织痕迹，破碎的α晶粒短时间内不能长大，组织为细小椭球状颗粒，如图3c所示。

图3 Ti5321合金试样不同变形条件下热压缩变形后的显微组织Fig.3 Microstructures of Ti5321 alloy specimens after hot compression at different deformation conditions： (a)820 ℃,0.1 s-1,30%；(b)820 ℃,0.1 s-1,50%；(c)820 ℃,0.1 s-1,70%;(d)790 ℃,0.1 s-1,70%；(e)850 ℃,0.1 s-1,70%；(f)850 ℃,0.01 s-1,70%

当应变速率和变形量相同时，在试验范围内的3个不同温度变形后其主要变形区域微观组织中都观察到了等轴组织形貌，但是790 ℃变形形成的是片层α相球化组织(图3d)，而其它2个温度发生了β相的再结晶(图3c、3e)，并且随着变形温度的升高，再结晶晶粒呈现粗化、长大趋势。由于钛合金导热性差，α+β相区变形温度较高时，变形热导致的温升会使合金发生α→β相转变，在随后的快速冷却中出现大量针状马氏体组织。

同一变形温度和变形量时，再结晶晶粒尺寸随着应变速率的增大而减小(图3e、3f)。郭强等人[13]认为，应变速率越大，金属变形过程中储存的畸变能越大，导致再结晶形核区域增多，晶粒细化。

3 结 论

(1)在所有试验设定的热压缩变形条件下，Ti5321合金试样的应力-应变行为均表现出先硬化后软化的曲线特征，变形硬化是位错增殖导致的，而软化则与片层组织球化和动态再结晶有关。

(2)Ti5321合金试样在热压缩变形时，应变速率和变形温度对合金变形抗力影响较大，该合金属于应变速率敏感型和热敏感型合金。

(3)变形量和变形温度是影响Ti5321合金片层组织球化及β再结晶的主要因素。同一变形温度和应变速率下，随着变形量的增大，片层α相发生球化及β相再结晶现象。当应变速率和变形量相同时，低温变形主要发生片层α相球化行为，高温变形发生的是β相的再结晶。

(4)应变速率对Ti5321合金再结晶晶粒尺寸影响较大，同一变形温度和变形量时，再结晶晶粒尺寸随着应变速率的增大而减小。