胡加瑞，肖來榮，蔡一湘，李威，羅鍇，劉彥

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙，410083；2. 廣州有色金屬研究院，廣東 廣州，510650)

顆粒增強鈦基復(fù)合材料具有高比強度、高比模量、高耐蝕性、高耐磨性，極佳的抗疲勞性能和抗蠕變性能及優(yōu)異的高溫性能，在航空、航天、電子及汽車制造等工業(yè)領(lǐng)域有廣闊的應(yīng)用前景[1-2]。利用原位生成方法制備的顆粒增強鈦基復(fù)合材料避免了外加增強體顆粒的界面污染問題，并且工藝簡單，得到廣泛研究[3-5]。熔煉法和粉末冶金等方法已用于原位合成顆粒增強鈦基復(fù)合材料[6-9]。但是隨著增強體的加入，由于在相對較軟的基體上分布了很多硬度很高的增強體顆粒，鈦基復(fù)合材料的加工性能變差，在較大程度上加大了鈦基復(fù)合材料的工程化應(yīng)用難度。因此，為了選擇合適的熱加工工藝路線，避免熱變形開裂等失穩(wěn)現(xiàn)象的產(chǎn)生，必須深入研究合金在不同變形條件下的高溫變形行為。目前國內(nèi)外對原位生成鈦基復(fù)合材料的研究大多數(shù)集中在制備和微觀結(jié)構(gòu)方面，對熱變形行為的研究則鮮有報道。本研究以熱模擬壓縮實驗結(jié)果為基礎(chǔ)，研究變形工藝參數(shù)對原位生成TiC顆粒增強鈦基復(fù)合材料的流變應(yīng)力的影響，建立高溫變形加工圖，為原位生成TiC顆粒增強鈦基復(fù)合材料加工工藝的制定與優(yōu)化提供理論依據(jù)。

1 實驗

本研究采用的原位生成TiC顆粒增強鈦基復(fù)合材料由廣州有色金屬研究院提供。采用粉末冶金法制備，將 Ti-2Mo-Ni合金配制成混合粉，在其中添加5%(體積分數(shù))的Cr3C2粉末，配制好的粉末在Ar氣氛保護下混合，經(jīng)冷等靜壓后真空燒結(jié)。燒結(jié)過程中發(fā)生反應(yīng)(1)，生成的TiC為顆粒增強相。經(jīng)實驗測定，該原位生成鈦基復(fù)合材料的α/β同素異晶轉(zhuǎn)變溫度為798 ℃。

將燒結(jié)后所得復(fù)合材料坯料加工成直徑×高為10 mm×15 mm的小圓柱試樣，兩端面加工出0.2 mm深的凹槽，熱變形在Gleeble-1500熱模擬試驗機上進行，壓縮時在試樣兩端填充75%石墨+20%機油+5%硝酸三甲苯脂作為潤滑劑，以減少摩擦力的影響。變形溫度分別為700，750，800，850，900和950 ℃，應(yīng)變速率為0.001，0.01，0.1和1 s-1。試樣壓縮前升溫速度為5 ℃/s，到溫后保溫5 min，變形程度為50%，卸載后立即將變形試樣水冷保留其高溫變形組織。

2 實驗結(jié)果

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

圖1 材料在不同溫度壓縮變形時的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.1 Compressive true stress-true strain curves at different temperatures

鈦基復(fù)合材料高溫壓縮變形時的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖1所示。從圖1可以看出：鈦基復(fù)合材料在熱壓縮變形時，流變應(yīng)力的變化規(guī)律表現(xiàn)為：隨著變形的進行，高應(yīng)變速率下應(yīng)力迅速升高并出現(xiàn)峰值，低應(yīng)變速率下峰值并不明顯。鈦基復(fù)合材料熱變形時發(fā)生動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶，由流變應(yīng)力曲線可以看出，出現(xiàn)峰值應(yīng)力后，應(yīng)力開始逐漸下降并趨于穩(wěn)定。

在同一應(yīng)變速率下，隨溫度升高流變應(yīng)力明顯降低；在變形溫度保持不變時，流變應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的提高而增大。這可能由以下原因造成：一方面，隨著變形溫度的升高，金屬原子動能增加，原子熱震動的振幅增大，使位錯活動性提高，可開動滑移系增多，從而改善晶粒間的變形協(xié)調(diào)性，同時擴散蠕變和晶粒方向的改變都對流變應(yīng)力的降低產(chǎn)生一定的影響；隨著溫度升高，動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶也容易進行，使得位錯密度下降，從而使流變應(yīng)力減??；另一方面，應(yīng)變速率的增加使得位錯增殖率顯著增大，這也使得材料的流變應(yīng)力增大?？梢?，原位生成鈦基復(fù)合材料屬于熱敏感性和應(yīng)變速率敏感性材料。

2.2 本構(gòu)方程模型

材料在高溫塑性變形時，在所有應(yīng)力條件下穩(wěn)定流變應(yīng)力σ和應(yīng)變速率ε˙服從Arrhenius關(guān)系[10]：

低應(yīng)力水平條件下(ασ＜0.8)，式(2)可表達為：

高應(yīng)力水平條件下(ασ＞1.2)，式(2)可表達為：

其中：n和A為常數(shù)；Q為變形激活能；R為氣體常數(shù)；ε˙為應(yīng)變速率；T為熱力學(xué)溫度； /n1α=β 。

假設(shè)原位生成鈦基復(fù)合材料在高溫(700～950 ℃)壓縮變形時的峰值應(yīng)力σ和應(yīng)變速率ε˙之間滿足式(3)和式(4) 2種關(guān)系，則對式(3)和式(4)兩邊分別取自然對數(shù)，可以得到：

將不同變形條件的峰值應(yīng)力隨應(yīng)力速率變化的值代入式(5)和(6)，利用lnε˙-lnσ和lnε˙-σ曲線的線性關(guān)系(如圖 2(a)和(b)所示)，線性回歸求出(α+β)相區(qū)和β相區(qū)的n1和β，并確定α。然后，由式(2)轉(zhuǎn)化成如下線性關(guān)系：

對式(7)進行偏微分可求出變形激活能Q為：

表1 高溫變形原位生成鈦基復(fù)合材料的材料常數(shù)Table 1 Material constants of in-situ synthesized titanium matrix composites in high temperature deformation

根據(jù)表1變形激活能Q的計算結(jié)果可知：原位生成鈦基復(fù)合材料在(α+β)相區(qū)的變形激活能為 357.09 kJ/mol，而在β相區(qū)的變形激活能為227.18 kJ/mol。不同溫度區(qū)間得到不同的變形激活能，表明在不同的溫度區(qū)間有不同的熱變形機制。β相區(qū)變形激活能較低，推測變形由自擴散控制，(α+β)相區(qū)變形激活能較高，變形機制可能為動態(tài)再結(jié)晶。

結(jié)合式(2)引入溫度補償應(yīng)變速率即 Zener-Hollomon 參數(shù)Z[11]，則有如下關(guān)系：

可以得到合金在(α+β)相區(qū)和β相區(qū)下用Z參數(shù)表示的峰值流變應(yīng)力σ、應(yīng)變速率ε˙和變形溫度T之間的關(guān)系本構(gòu)方程。

在(α+β)相區(qū)為：

圖2 原位生成鈦基復(fù)合材料高溫塑性變形峰值應(yīng)力σ與應(yīng)變速率ε˙及溫度T的關(guān)系Fig.2 Relationship between strain rate ε˙ and temperature T and peak stress σ of high temperature plastic deformation

在β相區(qū)為：

2.3 熱加工圖的構(gòu)建與分析

按照動態(tài)材料模型的觀點，材料在熱加工過程中單位體積內(nèi)所吸收的功率P可以分為2部分[12-13]，即：

式中：總的功率P(恒等于σε˙)可以表示為2個互補函數(shù)G (耗散量)和J (耗散協(xié)量)，G代表由于塑性變形引起的功率消耗，其大多數(shù)轉(zhuǎn)化成黏塑性熱，另外很小的部分以晶格缺陷的形式保留下來。耗散協(xié)變量J是材料變形過程中與組織變化有關(guān)的功率消耗。在變形過程中，G變量是做功函數(shù)，而J協(xié)變量是補充函數(shù)，物理冶金的變化過程是由于耗散協(xié)變量J的變化所引起的。

把參數(shù)ξ()ε˙作為變形溫度和應(yīng)變速率的函數(shù)，計算出各變形溫度和應(yīng)變速率對應(yīng)的ξ()ε˙，即構(gòu)成流變失穩(wěn)圖。將功率耗散圖和流動失穩(wěn)圖疊加就構(gòu)成加工圖。圖3所示為原位生成鈦基復(fù)合材料在真應(yīng)變ε=0.3和ε=0.5時的熱加工圖。

圖3所示的等值線是功率耗散效率，從圖3可以看出：功率耗散效率輪廓曲線在大約800 ℃時出現(xiàn)明顯拐點，接近原位生成鈦基復(fù)合材料的α/β相變溫度。如圖3(a)所示：真應(yīng)變?yōu)?.3時包含2個功率耗散效率較大的區(qū)域。區(qū)域一溫度為775～875 ℃，應(yīng)變速率為0.001～0.01 s-1，峰值效率為66%；區(qū)域二變形溫度為900～950 ℃，應(yīng)變速率為0.001～0.1 s-1，峰值效率為85%。如圖3(b)所示：當真應(yīng)變?yōu)?.5時，功率耗散效率的較大區(qū)域為變形溫度為900～950 ℃，應(yīng)變速率為0.001～0.1 s-1，峰值效率為90%。據(jù)文獻[16]報道，在加工圖中當功率耗散效率值大于60%，而應(yīng)變速率小于0.01 s-1時，容易發(fā)生超塑性變形，同時動態(tài)再結(jié)晶一般發(fā)生在功率耗散效率為 40%～50%的區(qū)域，因此，上述區(qū)域已經(jīng)具備了發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶和超塑性變形的條件。

圖3 不同真應(yīng)變下原位生成鈦基復(fù)合材料的熱加工圖Fig.3 Processing Map at different true strains of in-situ synthesized titanium matrix

圖3所示陰影部分表示失穩(wěn)區(qū)域，如果原位生成鈦基復(fù)合材料在失穩(wěn)區(qū)域內(nèi)對應(yīng)的工藝參數(shù)下進行塑性變形，可能會出現(xiàn)對微觀組織不利的各種缺陷。圖3(a)中存在2個失穩(wěn)區(qū)域，第1個區(qū)域是變形溫度為700～775 ℃，應(yīng)變速率為0.004～1 s-1；第2個區(qū)域變形溫度為850～900 ℃，應(yīng)變速率為0.2～1 s-1。圖3(b)中存在 2個失穩(wěn)區(qū)域，第 1個區(qū)域是變形溫度為700～775 ℃，應(yīng)變速率為0.003～1 s-1；第2個區(qū)域是變形溫度為860～920 ℃，應(yīng)變速率為0.003～0.05 s-1。同時，對比圖3(a)與圖3(b)可知：隨著變形量的增加，(α+β)相區(qū)的失穩(wěn)區(qū)域變化不大，而β相區(qū)的失穩(wěn)區(qū)域由高應(yīng)變速率區(qū)域向低應(yīng)變速率區(qū)域移動。綜上所述，原位生成鈦基復(fù)合材料在溫度為700～775 ℃，應(yīng)變速率為0.003～1 s-1以及溫度為850～920 ℃，應(yīng)變速率為0.004～1 s-1范圍內(nèi)存在失穩(wěn)區(qū)域，制定熱加工工藝時應(yīng)避開這些區(qū)域。除上述區(qū)域外，原位生成鈦基復(fù)合材料高溫塑性變形時最高的功率耗散率對應(yīng)最佳的變形工藝參數(shù)。

3 結(jié)論

(1) 在溫度為 700～950 ℃和應(yīng)變速率為 0.001～1 s-1時，流變應(yīng)力隨變形溫度的升高而降低，隨應(yīng)變速率的增加而升高。

(2) 原位生成鈦基復(fù)合材料在(α+β)相區(qū)激活能為357.09 kJ/mol，β相區(qū)激活能為227.18 kJ/mol。

(3) 原位生成鈦基復(fù)合材料在溫度為 700～775℃、應(yīng)變速率為0.003～1 s-1和850～920 ℃、應(yīng)變速率為0.004～1 s-1范圍內(nèi)存在失穩(wěn)區(qū)域，制定熱加工工藝時應(yīng)避開這些區(qū)域。

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