SP700チタン合金の熱変形動作

チタン合金低密度、高い比重、優れた総合特性で知られているため、航空宇宙、海洋、その他の分野の構造部品の重量を減らすのに理想的です。 ただし、加工中、チタン合金は、高い変形抵抗や成形後の大幅なスプリングバックなどの課題に直面することがよくあります。 超塑性成形 (SPF) は、複雑な形状の部品を単一のステップで形成できる有望な高温処理技術として登場し、材料の使用率を向上させ、製造コストを削減します。

SP700チタン合金は、その優れた超可塑性と機械的特性で好まれており、米国の航空宇宙材料仕様に含まれており、航空宇宙ボディ材料での応用に成功しています。 合金は主に超プラスチック成形用のシート形式で使用され、通常、薄いSP700チタンシートを取得するためのマルチパス2相領域ホットローリングによって製造されます。

この研究では、SP700チタン合金の流れ挙動を調査するために、高温圧縮変形実験が行われました。合金の微細構造に対する変形プロセスパラメーターの影響と、熱変形中のラメラ構造の回転楕円化挙動を調査します。 これは、SP700チタン合金の高温変形プロセスを定式化するための理論的根拠を提供する。

1.実験材料と方法

使用した実験材料は、厚さ22 mmの圧延SP700チタン合金板であり、その化学組成を表1に示す。合金の相転移点は、金属法を用いて910 ℃ であると決定された。 元のプレートは、940 °Cで30分間保持した後、水による焼入れを行い、前の平均 β 粒径が約615μmの細かい針状マルテンサイトで主に構成される焼入れ構造になりました。図1に示すように

図1 SP700チタン合金の水急冷微細構造

表1 SP700チタン合金 % の化学成分

次いで、急冷された合金を高温圧縮シミュレーション試験にかけた。 サンプルサイズは、高さ方向がプレートの法線方向に平行である、8 mm × 12 mmであった。 テストは、Gleeble3800熱シミュレーションマシンで実施した。 圧縮変形の前に、グラファイトシートを使用してサンプルの両端を潤滑し、摩擦によって引き起こされる不均一な変形を減らしました。 試験温度は800、840、および880 °Cで、ひずみ速度は1、5、および10秒で、圧縮変形量は30% および50% でした。 サンプルを10 ℃/sの速度で変形温度に加熱し、5分間保持した後、圧縮変形を行った。 変形後、高温変形微細構造を保存するために、サンプルを水中でクエンチした。

図2に示すように、圧縮されたサンプルは、微細構造の観察と分析のために圧縮軸に平行に切断されました。図は、応力として σ をラベル付けし、応力荷重の方向を示しています。 圧縮変形サンプルは、主に、変形しにくい領域I、自由変形領域II、および大きな変形領域IIIの3つの領域で構成されていました。 この研究は、変形条件が微細構造に与える影響に焦点を当て、主に大きな変形領域IIIを調べます。 サンプルの観察面は、240-5000 # SiC水研磨紙で粉砕され、室温および65Vで5% HClO4 95% CH3COOH体積の溶液中で電気研磨されました。次いで、Krollの試薬 (2 mL HF、8 mL HNO3、および82 mL H2O) を使用してエッチングした。 微細構造解析は、公理200 MAT光学顕微鏡 (OM) 、JEOL JEM-7900F走査型電子顕微鏡 (SEM) 、および20 kVの加速電圧で電子後方散乱回折 (EBSD) を使用して実施されました。

図2圧縮後の観察位置の概略図

2.结果とディスカッション

2.1熱変形行動

図3は、高温圧縮中のさまざまな変形パラメータ下でのSP700チタン合金の真の応力真ひずみ曲線を示しています。 圧縮変形の初期段階では、ひずみが増加するにつれて、合金の流れ応力が急速に上昇することがわかります。 これは主に、変形の初期段階での合金内の転位の急速な増倍によるものであり、転位増倍の速度が、動きによって引き起こされる転位消滅の速度を上回っています。合金の加工硬化につながる。 流れ応力がピーク値に達すると、圧縮変形がさらに増加すると、真の応力真ひずみ曲線はさまざまなパターンを示します。 800 ℃ では、ピークに達した後、応力は徐々に減少し安定し、流れが軟化することを示す。 より高い温度 (840〜880 °C) では、ピーク値に達した後も応力はほぼ一定のままであり、定常状態の流れの挙動を示します。

図3 (a) 1 s-1/30%; (b) 1 s-1/50%; (c) 5 s-1/30%; (d) 5 s-1/50%;(e) 10 s-1/30%; (f) 10 s-1/50%

チタン合金の高温変形中、塑性変形による加工硬化は、動的回復または動的再結晶によって引き起こされる軟化と競合し、真の応力真ひずみ曲線にさまざまな特性をもたらします。 塑性変形の初期段階では、変形が増加すると、転位密度が急速に上昇して絡み合い、転位運動を妨げ、流れ応力の増加を引き起こします。 さらに変形すると、転位密度の増加により、合金内に蓄積された変形エネルギーが上昇します。 蓄積されたエネルギーが動的再結晶の活性化エネルギーに達すると、動的再結晶が発生し、転位密度が低下し、流れが軟化します。 転位増殖による硬化と動的再結晶化による軟化がバランスをとると、応力-ひずみ曲線は定常状態の流れを示します。 軟化が硬化を大幅に超えると、流れの応力が急激に低下し、顕著な動的再結晶タイプの曲線を示します。 さらに、多くの研究により、チタン合金のラメラまたはラス構造の回転楕円体化も流れの軟化につながる可能性があることがわかっています。 図3から、圧縮変形が50% を超える800 ℃ では、合金は著しい動的再結晶を受けることが明らかである。 同じひずみ速度と圧縮変形量の下で、SP700チタン合金のピーク応力は変形温度の増加とともに減少します。 一定の変形温度と量の場合、合金のピーク応力は、急速な転位増殖と転位密度の増加により、ひずみ速度の増加とともに増加します。

2.2合金微細構造に対する変形パラメータの影響

2.2.1変形温度

図4は、1 s ⁻のひずみ率と50% の圧縮変形量の下でさまざまな温度 (800〜880 °C) で圧縮されたSP700チタン合金の微細構造を示しています。 圧縮変形後の2相領域では、SP700チタン合金の微細構造は、主に α ラメラと少量の残留 β 相で構成されています。 図4(a) 、 (c) 、および (e) に示すように、変形温度は、SP700チタン合金の微細構造に大きな影響を及ぼす。 元の構造 (図1) と比較すると、元の β 粒子は、圧縮変形後に圧縮方向に垂直に伸びます。 800 °Cと840 °Cでは、元の β 粒界が消え、 α ラメラが回転楕円化されます。 変形温度が上昇すると、 α ラメラの回転楕円化の程度が低下します。 温度が880 °Cに上昇すると、元の β 粒子は明確な粒界に保持され、粒界に多数の β 再結晶粒子が観察されます。 これは、熱変形後、急速な冷却により大量の過冷却が発生し、元素の拡散が妨げられ、部分的な元の β 相が同じ結晶構造の過飽和固溶体に変換されるためです。 変形temperatuとして再増加すると、粒子内 α ラメラの回転楕円体化の程度が減少し、880 °Cでの圧縮変形後に観察される再結晶化した等角 α 粒子はわずかです。 これは、より多くのスリップシステムを備えた体中心の立方体構造を持つ β 相が原因である可能性があり、変形中に最初に動的な回復と再結晶につながります。これにより、変形蓄積エネルギーが減少し、 α ラメラ回転体化の傾向が減少します。

図4 (a, b) 800 ℃; (c, d) 840 ℃; (e, f) 880 ℃

2.2.2ひずみ率

図5は、800 °Cの変形温度および50% の圧縮変形量の下で、さまざまなひずみ速度 (1〜10 s ⁻) で圧縮されたSP700チタン合金の微細構造を示しています。 Β グレインは、圧縮変形後に圧縮方向に垂直に伸び、元の β グレイン境界がぼやけて、明確なフローラインを形成します。 ひずみ速度が増加すると、粒子内の α ラメラが粗くなり、骨折し、回転楕円体化します。 図5(d) に示すように、ひずみ速度が1 s ⁻¹ または5 s ⁻¹ ¹ では、アスペクト比が3を超えるいくつかの α ラメラが変形微細構造に残ります。 ひずみ速度が10秒に増加すると、元の β 粒子と粒子内 α ラメラの破壊と楕円体化の程度が増加し、元の β 粒界が消えます。図5(f) に示すように、合金で有意な動的再結晶が発生し、再結晶粒子からなる微細構造が生成されます。 チタン合金では、塑性変形は主に転位運動によって起こります。 一定の圧縮変形量で、ひずみ速度を上げると変形時間が短縮され、粒界の滑りと拡散クリープが抑制され、界面での転位のパイルアップにつながり、粒子内の転位スリップが促進されます。 その結果、ひずみ速度が増加すると、 α ラメラはせん断変形または粒子回転の影響を受けやすくなり、ラメラ回転の程度が増加します。 さらに、元の β 相の粒界欠陥と転位は、再結晶化のための多数の核形成部位を提供し、したがって、ひずみ速度の増加とともに β 相の動的再結晶化の程度を増加させます。

図5 (a, b) 1 s-1; (c, d) 5 s-1; (e, f) 10 s-1

2.2.3圧縮変形量

図6は、異なる圧縮変形量 (30% および50%) の下で、800 °Cの変形温度および5秒のひずみ速度でのSP700チタン合金の微細構造を示しています。 見て分かるように、30% の圧縮変形 (図6(a) および (b)) の後、元の β 粒子は平坦化されるが、粒界ははっきりと見えるままである。 さらに、かなりの数の微細な再結晶粒子が β 粒界で観察される。 粒子内では、 α ラメラは曲がりを示し、一部の α ラメラは界面にうねりを示しており、より小さな変形量でも動的再結晶が発生し始めていることを示しています。 変形量を50% に増やすと (図6(c) および (d)) 、 β 粒界はほぼ線形になり、粒内の α ラメラは断片化および回転楕円化を受け、再结晶の程度のさらなる増加を伴う。

図6 (a、b) 30%; (c、d) 50%

2.3 SP700チタン合金におけるラメラ構造の球体化行動

図7は、800 °Cでの高温圧縮変形後のSP700チタン合金の微細構造を示しています。 この図は、圧縮変形に続いて、圧縮応力により α ラメラが破損し、圧縮方向に垂直に回転することを示しています。 具体的には、圧縮方向に垂直な α ラメラ (図7(a) の領域Aに示すように) は界面のうねりを示し、境界で不安定な二面角をもたらしました。 表面張力を低下させるために、高温での元素拡散により、 β 相が α ラメラにくさびで入り、 (図7(b) に示すように) α ラメラの断片化およびそれに続く高温条件下での回転体化をもたらす。 (図7(a) の領域Bに示すように) 圧縮方向に平行な α ラメラに対して、著しい形状変化が生じた。 圧縮変形中、ラメラ構造は圧縮応力下で曲がり、ねじれ、合金内にかなりのひずみエネルギーを蓄えました。 これにより、ラメラ α 相内にサブグレイン境界が形成され、 α/β 界面が応力下で回転し、最終的にラメラが崩壊しました。

図7 800 ℃/1 s-1/30% の高温圧縮変形を受けたSP700チタン合金の微細構造 (a) 低倍率; (b) 高倍率

図8は、840 °Cでの高温圧縮変形後のSP700チタン合金の微細構造を示しています。 800 °Cでの挙動と同様に、 α ラメラの界面が破壊され、840 °Cでの圧縮中に分離されました。 しかし、変形温度の上昇に伴い、 α ラメラが厚くなり、 α 相の部分的な溶解が観察された。 図8(b) に示すように、圧縮変形に続いて冷却すると、二次 α 相 (α s) が沈殿した。

図8 840 ℃/1 s-1/30% の高温圧縮変形を受けたSP700チタン合金の微細構造 (a) 低倍率; (b) 高倍率

変形温度が880 ℃ に上昇したとき、微細構造は800 ℃ および840 ℃ で観察されたものと有意に異なっていた。 図9に示されるように、880 ℃ では、ほとんどまたは全く存在しなかったスフェロイダイズ α 相が存在した。 前述のように、研究中の合金の相転移温度は910 °Cであり、変形によって引き起こされる相転移が高温変形中に発生し、合金内の相形態が変化する可能性があることを示唆しています。 図9は、880 °C後の変形、 β 粒子の動的再結晶が支配的であり、多数の再結晶化 β 粒子が粒界に「ネックレスのような」構造を形成していることを示しています。 Ti-6242S合金の高温変形でも同様の微細構造変化が観察されています。

図9 880 ℃/1 s-1/30% で変形したSP700チタン合金の微細構造

3、結論

1.SP700チタン合金の高温流れ挙動は、変形温度、ひずみ速度、および圧縮変形と密接に関連しています。 高温 (840〜880 °C) での圧縮変形中、合金は定常状態の流れ特性を示します。 対照的に、50% の圧縮変形を伴うより低い温度 (800 °C) では、合金は動的軟化特性を示します。

2.800〜880 °Cの変形条件下では、1〜10秒のひずみ率、30% 〜50% の圧縮変形、高温圧縮変形中のSP700チタン合金の主な微細構造変化は、 α ラメの回転楕円化です。Llaeおよび β 相の再結晶化。 変形温度が低下し、ひずみ速度が増加すると、 α ラメラの回転楕円化の程度が増加します。 さらに、より多くの圧縮変形は、合金の動的再結晶の発生を促進します。

3.高温圧縮変形後、圧縮軸に垂直な α ラメラ内で連続的な配向差が発生し、界面にうねりが発生し、不安定な二面角が形成されます。 圧縮軸に平行な α ラメラ内で、不連続な方向の違いが現れ、新しい α/α 界面が作成されます。 Β 相は、二面角または新しい α/α 界面で α ラメラにくさびで入り、ラメラの破壊と分離を引き起こし、その後、高温条件下で回転翼化を受けます。