TC11鈦合金的熱態(tài)變形行為及其鍛造工藝優(yōu)化研究.pdf

1、TC11鈦合金是一種a＋b雙相鈦合金，屬難變形材料，廣泛應用于航空航天工業(yè)領域?；趧討B(tài)材料模型理論的加工圖技術是一種用于金屬熱變形工藝設計和優(yōu)化的工具，利用加工圖不僅可以避開流動失穩(wěn)區(qū)，而且還可獲得優(yōu)化的可加工溫度和應變速率范圍。作者以片狀和等軸狀兩種初始組織的TC11鈦合金為研究對象，通過熱壓縮實驗對其熱態(tài)變形行為進行了研究，并利用加工圖技術對鍛造變形工藝進行了優(yōu)化。研究結果對合理制定TC11鈦合金的鍛造變形工藝，確保獲得組織和性能

2、穩(wěn)定一致的無缺陷鍛件具有重要的理論指導意義和實際應用價值。
　　 論文綜述了動態(tài)材料模型及其加工圖技術的理論基礎及發(fā)展過程，對確定加工圖中穩(wěn)定或失穩(wěn)變形區(qū)的各種準則的不可逆熱力學和耗散結構基本理論以及推導過程進行了較詳細的介紹，從理論角度分析和比較了這些準則的優(yōu)缺點及其適用范圍。理論分析表明，Gegel準則和Malas準則的本質相同，二者既考慮了材料的機械穩(wěn)定性和熱力學穩(wěn)定性，又可使變形過程對外界的擾動具有較好的自修正性，但當所

3、研究材料的m值不為常數時，Malas準則比Gegel準則更合理些。在應用這兩個準則時，由于限制條件較多，可能會縮小可加工的變形熱力參數范圍。Prasad準則和Murty準則的本質亦相同，但當所研究材料的m值不為常數時，選用Murty準則更為合理。
　　 系統地研究了變形熱力參數對兩種初始組織TC11鈦合金流動應力和變形組織的影響規(guī)律。結果表明，這兩種組織TC11鈦合金的流動應力均隨變形溫度的升高和應變速率的降低而減小，其應力-應

4、變曲線在應變速率較高時為應變軟化型，在應變速率較低時為穩(wěn)態(tài)流動型。從變形抗力角度考慮，這兩種組織TC11鈦合金宜在較低的應變速率下進行變形，當溫度從低向高變化時，應變速率可以適當地提高，即適宜的應變速率范圍變寬。兩種組織TC11鈦合金隨變形溫度降低，應變速率提高，變形均勻性變差。對于片狀組織TC11鈦合金的a＋b兩相區(qū)變形，當應變速率≤0.01s-1時，a片層開始球化，故從變形均勻性和獲得球化組織角度考慮，應變速率以≤0.01s-1為宜

5、；對于片狀組織TC11鈦合金的近b和b單相區(qū)變形，當應變速率≤0.01s-1時，動態(tài)再結晶較完全，故從獲得動態(tài)再結晶組織角度考慮，應變速率亦以≤0.01s-1為宜。對于等軸組織TC11鈦合金的a＋b兩相區(qū)變形，a相的形態(tài)總體變化不大，但當應變速率較高時，變形均勻性變差，故從變形均勻性角度考慮，變形宜在較低的應變速率進行；對于等軸組織TC11鈦合金的b單相區(qū)變形，在應變速率為0.01s-1～0.1s-1時發(fā)生較完全的動態(tài)再結晶，且晶粒細小

6、，故從獲得細小動態(tài)再結晶組織角度考慮，適宜的應變速率為0.01s-1～0.1s-1，比片狀組織要高一個數量級。
　　 對兩種初始組織TC11鈦合金的本構方程進行了研究。結果表明，Arrhenius型雙曲正弦方程和改進的Arrhenius型冪函數方程可分別作為片狀組織TC11鈦合金在近b和b單相區(qū)，以及a＋b兩相區(qū)的本構關系模型；改進的Arrhenius型冪函數方程亦可作為等軸組織TC11鈦合金在整個變形溫度區(qū)間的本構關系模型。通

7、過數理統計方法確定出了模型中系數。誤差分析表明，所建立的本構方程具有較高的精度，片狀組織TC11鈦合金在近b和b單相區(qū)，以及a＋b兩相區(qū)的平均誤差分別為5.04％和5.57％；等軸組織TC11鈦合金的平均誤差為5.20％。通過改進Arrhenius型冪函數方程來建立本構關系模型的方法具有普遍適用性，可用于其它材料本構方程的建立。
　　 首次利用加工圖技術研究了兩種初始組織TC11鈦合金的鍛造工藝優(yōu)化，分別采用不同的穩(wěn)定或失穩(wěn)變形

8、準則繪制了兩種初始組織TC11鈦合金的加工圖，分析和比較了不同穩(wěn)定或失穩(wěn)變形準則的適用性。結果表明，基于Murty準則繪制的加工圖總體上比基于Prasad或Malas準則繪制的加工圖在預測穩(wěn)定變形區(qū)、失穩(wěn)變形區(qū)和優(yōu)化鍛造熱力參數方面更準確?；贛urty準則繪制的加工圖預測結果表明，對于片狀組織TC11鈦合金的a＋b兩相區(qū)變形，其流動失穩(wěn)區(qū)為750℃～875℃、0.005s-1～10.0s-1和875℃～1000℃、0.2s-1～10.

9、0s-1，對應的失穩(wěn)現象為宏觀剪切裂紋、絕熱剪切帶和原始b晶界孔洞；較佳的鍛造熱力參數為750℃～900℃、0.001s-1～0.005s-1和900℃～1000℃、0.001s-1～0.03s-1，對應的變形機制以球化為主；最佳的鍛造熱力參數位于840℃～980℃、0.001s-1附近。對于片狀組織TC11鈦合金的近b和b單相區(qū)變形，其流動失穩(wěn)區(qū)為1000℃～1100℃、1.0s-1～10.0s-1和1075℃～1100℃、0.001

10、s-1～0.003s-1，對應的失穩(wěn)現象為b晶粒拉長、晶界破碎、“項鏈”狀的混和組織以及晶粒的動態(tài)長大；較佳的鍛造熱力參數為1000℃～1100℃、0.001s-1～0.05s-1（除去1075℃～1100℃、0.001s-1～0.003s-1這個小區(qū)域），對應的變形機制為動態(tài)再結晶；最佳的鍛造熱力參數在應變小于0.4時位于1050℃、0.001s-1附近，在應變大于0.4時位于1050℃、0.016s-1附近。對于等軸組織TC11鈦合

11、金的a＋b兩相區(qū)變形，其流動失穩(wěn)區(qū)為780℃～850℃、0.008s-1～70.0s-1，850℃～927℃、0.01s-1～70.0s-1和927℃～1008℃、0.1s-1～70.0s-1，對應的失穩(wěn)現象為絕熱剪切帶、局部流動和b相中的裂紋和空洞；較佳的鍛造熱力參數為780℃～850℃、0.001s-1～0.008s-1，850℃～940℃、0.001s-1～0.01s-1和940℃～1008℃、0.001s-1～0.01s-1，對

12、應的變形機制以超塑性為主；最佳的鍛造熱力參數位于900℃、0.001s-1附近。對于等軸組織TC11鈦合金的b單相區(qū)變形，其流動失穩(wěn)區(qū)為1008℃～1080℃、4.0s-1～70.0s-1，對應的失穩(wěn)現象為b晶界的破碎和晶粒的拉長；較佳的鍛造熱力參數在應變小于0.7時為1030℃～1080℃、0.001s-1～0.1s-1，在應變大于0.7時為1020℃～1060℃、0.004s-1～0.6s-1，對應的變形機制為動態(tài)再結晶；最佳的鍛造

13、熱力參數在應變小于0.7時位于1060℃～1080℃、0.001s-1附近，在應變大于0.7時位于1040℃～1050℃、0.016s-1～0.07s-1。
　　 對等軸組織TC11鈦合金的超塑性變形行為進行了初步研究。結果表明，在b單相區(qū)不能獲得超塑性，在a＋b兩相區(qū)可獲得超塑性，且最佳超塑性出現在900℃附近，應變速率越低越好，這與用加工圖預測的結果相吻合。在900℃、0.0001s-1條件下的延伸率高達1215％。初生a和