汪 敏１,２,殷亞軍１,周建新１,南 海２,朱郎平２,王 瞳１

(１．華中科技大學(xué),材料成形與模具技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,武漢 ４３００７０;

２．中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院鑄鈦技術(shù)中心,北京 １０００８９)

摘 要:采用 Gleeble３５００型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)粉末熱等靜壓制備的 Ti６Al４V 合金進(jìn)行不同溫度和應(yīng)變速率下的高溫壓縮試驗(yàn),建立了可描述合金在兩相區(qū)的壓縮行為的本構(gòu)方程,對(duì)合金熱加工過程中的加工硬化、動(dòng)態(tài)軟化參數(shù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型進(jìn)行求解,并構(gòu)建了合金在兩相區(qū)的流變應(yīng)力模型.結(jié)果表明:所制備的 Ti６Al４V 合金組織由α相和β相組成,呈典型的網(wǎng)格結(jié)構(gòu),網(wǎng)格由細(xì)小的等軸α相形成,網(wǎng)格內(nèi)部為相互交錯(cuò)的層片狀α相,β相分布在α相邊界處;所建立的Ti６Al４V 合金在α＋β兩相區(qū)的流變應(yīng)力模型的計(jì)算結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果吻合較好,該流變應(yīng)力模型具有較高的準(zhǔn)確性.

關(guān)鍵詞:熱等靜壓;Ti６Al４V 合金;熱模擬;熱壓縮;本構(gòu)方程

中圖分類號(hào):TG１４６．２ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１８)０７Ｇ００４５Ｇ０８

０ 引 言

Ti６Al４V 合金具有密度小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能好等特點(diǎn),已廣泛應(yīng)用于航空、航天、艦船等方面.隨著制造技術(shù)的不斷進(jìn)步,材料成形技術(shù)逐步向高性能、整體化成形、快速成形和無余量近凈成形的方向發(fā)展[１].鑄造方法能夠?qū)崿F(xiàn)復(fù)雜構(gòu)件近凈成形,但鑄造鈦合金存在組織粗大、成分偏析、縮孔和疏松缺陷等問題,導(dǎo)致其塑性差,使用可靠性低,只能用于一些非關(guān)鍵結(jié)構(gòu)部件[２];鍛造鈦合金的力學(xué)性能突出,但難以直接成形出復(fù)雜結(jié)構(gòu)件,而且鍛造鈦合金的機(jī)械加工性能差、材料成本高:因此催生了鈦合金近凈成形技術(shù)的發(fā)展.粉末冶金結(jié)合熱等靜壓技術(shù)作為一種新興的近凈成形方法,其材料利用率高,制備的合金組織均勻細(xì)小、力學(xué)性能與鍛造合金的相當(dāng),因此該成形技術(shù)受到越來越多的關(guān)注[３].

在粉末熱等靜壓過程的高溫高壓作用下,粉末的致密化過程涉及顆粒的平移、翻轉(zhuǎn)以及塑性變形等一系列復(fù)雜變化,同時(shí)粉末熱等靜壓是一個(gè)涉及到大壓縮復(fù)雜變形的熱加工過程,而且熱等靜壓爐的密閉性導(dǎo)致對(duì)粉末熱等靜壓過程進(jìn)行實(shí)時(shí)動(dòng)態(tài)研究的難度較大,但是這些問題均可以通過數(shù)值模擬來解決.數(shù)值模擬不但可以節(jié)約研究成本,而且還可實(shí)時(shí)動(dòng)態(tài)再現(xiàn)熱等靜壓過程中粉末的致密化過程,并可對(duì)不同熱等靜壓工藝下粉末的致密性、應(yīng)力應(yīng)變、包套變形情況等多種物理量的變化過程進(jìn)行預(yù)測(cè),從而為研究粉末熱等靜壓過程提供參考.近年來,隨著計(jì)算機(jī)技術(shù)的發(fā)展,基于有限元的商業(yè)軟

件如 Abaqus,Ansys,MSC．Marc等在金屬熱加工的研究中得到越來越廣泛的應(yīng)用,而建立準(zhǔn)確的流變應(yīng)力模型是提高數(shù)值模擬精度的關(guān)鍵.

目前,許多學(xué)者通過熱壓縮試驗(yàn)獲得了不同熱加工條 件 下 不 同 材 料 的 應(yīng) 力Ｇ應(yīng) 變 曲 線,并 基 于Arrhenius方程得到了不同合金在熱變形下的本構(gòu)方程[４Ｇ６],同 時(shí) 還 有 通 過 FieldsＧBackofen 模 型[７]、JohnsonＧCook模型[８]來研究材料熱壓縮過程的流變應(yīng)力本構(gòu)方程,但是現(xiàn)有研究很少涉及到粉末熱等靜壓領(lǐng)域.在粉末熱等靜壓制備 Ti６Al４V 合金

時(shí),溫度基本控制在該合金熔點(diǎn)的５０％~７０％,而在該溫度范圍內(nèi) Ti６Al４V 合金為典型的α＋β兩相組 織,因 此 作 者 通 過 對(duì) 粉 末 熱 等 靜 壓 制 備 的Ti６Al４V 合金進(jìn)行高溫壓縮試驗(yàn),建立了可描述合金在兩相區(qū)壓縮行為的本構(gòu)方程,對(duì)合金熱加工過程中的加工硬化、動(dòng)態(tài)軟化參數(shù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型進(jìn)行求解,并構(gòu)建了合金在兩相區(qū)的流變應(yīng)力模型,為鈦合金粉末熱等靜壓過程的數(shù)值模擬提供依據(jù).

１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原料為由寶雞海寶特種金屬材料公司提供的采用等離子旋轉(zhuǎn)電極工藝生產(chǎn)的 Ti６Al４V 合金粉,粒徑為４０~２００μm,化學(xué)成分如表１所示,形貌如圖１所示.由圖１可知,Ti６Al４V 合金粉顆粒呈球形,少量顆粒帶有行星球,表面光滑,未見孔洞.

采用 QIH２１５型熱等靜壓機(jī)對(duì) Ti６Al４V 合金粉進(jìn)行 包 套 熱 等 靜 壓,溫 度 為 １０００ ℃,壓 力 為１２０ MPa,時(shí)間為３h,圓柱形包套的壁厚為３mm,內(nèi)徑為２４mm,高度為９０mm.制備得到的 Ti６Al４V合金用由３mL HF、６mL HNO３ 和１００ mL 水組成的 Kroll腐蝕劑腐蝕后,采用 MztoMR６０００型光學(xué)顯微鏡觀察其顯微組織.采用阿基米德排水法測(cè)合金的相對(duì)密度,在相對(duì)密度９５％以上的合金上截取熱壓縮試樣,尺寸為?６mm×９mm,采用 Gleeble３５００型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫?zé)釅嚎s試驗(yàn),變形溫度在６４５~７２０ ℃,應(yīng)變速率分別為０．１,１．０,１０．０s－１,最大應(yīng)變?yōu)椋埃?在試驗(yàn)過程中,先將試樣以２ ℃??s－１的速率加熱到１２００ ℃,保溫３~５min,然后以２ ℃??s－１的冷卻速

率降至變形溫度,保溫１min,然后以不同的應(yīng)變速率對(duì)試樣進(jìn)行熱壓縮,變形完畢后立即水淬.

２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論

２．１ 顯微組織

由圖２可以看出:試驗(yàn)合金的組織主要由等軸α相、層片狀 α相和相間 β相組成,層片狀 α相寬６~１０μm,長(zhǎng)１０~３０μm,β相寬約１μm,分布在α相邊界處;合金組織呈典型的網(wǎng)格結(jié)構(gòu),每個(gè)網(wǎng)格的大小與熱等靜壓前粉末顆粒的尺寸接近,網(wǎng)格的內(nèi)部由相互交錯(cuò)的層片狀α相組成,網(wǎng)格與網(wǎng)格之間由 一 圈 圈 細(xì) 小 的 等 軸α相 區(qū) 分 .在 熱 等 靜 壓 過 程中,顆粒在發(fā)生塑性變形前已相互接觸或相互楔住,只有顆粒邊界局部區(qū)域發(fā)生大的塑性應(yīng)變與晶格畸變,形成邊界大應(yīng)變帶;由于邊界大應(yīng)變帶中積累了較大的應(yīng)變能,在保溫保壓過程中,邊界大應(yīng)變帶發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶,形成大量等軸α相,這些等軸α相在原始顆粒邊界處聚集,形成空間網(wǎng)狀結(jié)構(gòu).

２．２ 高溫壓縮變形的應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線

由圖３可知:不同溫度下,試驗(yàn)合金在變形初始階段的流變應(yīng)力均隨應(yīng)變的增加而急劇增大,這是由合金變形所產(chǎn)生的加工硬化所導(dǎo)致的;隨著應(yīng)變的增加,位錯(cuò)通過攀移和交滑移使合金發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù),導(dǎo)致流變應(yīng)力的增大速率下降;不同溫度、不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線都存在一個(gè)峰值,達(dá)到峰值應(yīng)力后應(yīng)力開始下降,這是因?yàn)楫?dāng)應(yīng)變積累到一定程度后,合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,由動(dòng)態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生的軟化作用占主導(dǎo),從而導(dǎo)致位錯(cuò)密度降低,流變應(yīng)力減小;當(dāng)達(dá)到一定的應(yīng)變后,流變應(yīng)力基本不變,這是由于此時(shí)加工硬化與軟化作用相互抵消,使得流變應(yīng)力穩(wěn)定;當(dāng)變形溫度相同時(shí),相同應(yīng)變下的

流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加而增大,且應(yīng)變速率越大,峰值應(yīng)力出現(xiàn)的越晚,這是因?yàn)閼?yīng)變速率越大,合金動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶等軟化過程進(jìn)行的時(shí)間越短,軟化作用越弱,從而導(dǎo)致流變應(yīng)力增大;當(dāng)應(yīng)變速率相同時(shí),相同應(yīng)變下流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而變小,這是因?yàn)樽冃螠囟仍礁?合金的熱激活作用越強(qiáng),原子的擴(kuò)散速率越大,變形過程中有更多的位錯(cuò)產(chǎn)生攀移和交滑移,動(dòng)態(tài)回復(fù)的軟化作用越強(qiáng),從而導(dǎo)致流變應(yīng)力減小,同時(shí)再結(jié)晶過程是通過形核和長(zhǎng)大來進(jìn)行的,溫度越高,越有利于形核,由動(dòng)態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致的軟化作用增強(qiáng),從而使得流變應(yīng)力減小.

２．３ 兩相區(qū)熱壓縮變形本構(gòu)方程的建立

在熱變形過程中,流變應(yīng)力與應(yīng)變、應(yīng)變速率和變形溫度相關(guān).SELLARS等[９]通過研究不同金屬材料在塑性變形過程中的數(shù)據(jù),推導(dǎo)出了涵蓋熱激活能和溫度的本構(gòu)方程,即 Arrhenius方程,表達(dá)式為

式中:ε?? 為應(yīng)變速率;f(σ)為流變應(yīng)力σ 的函數(shù);Q為熱激活能;T 為溫度;R 為理想氣體常數(shù).流變應(yīng)力具有冪指數(shù)、指數(shù)和雙曲正弦３種形式[１０Ｇ１１],表達(dá)式為