劉少飛，王 柯

(1 西安工程大學(xué) 工程訓(xùn)練中心，西安 710048；2 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400044)

近β鈦合金高溫壓縮變形過程中流變軟化行為研究進(jìn)展

劉少飛1，王 柯2

(1 西安工程大學(xué) 工程訓(xùn)練中心，西安 710048；2 重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400044)

綜述了近β鈦合金高溫壓縮變形過程中流變軟化行為的影響因素、流變軟化機(jī)制及其分析方法以及基于流變軟化機(jī)制的本構(gòu)方程的發(fā)展，重點(diǎn)分析了變形工藝參數(shù)以及原始微觀組織對(duì)流變軟化行為的影響規(guī)律，此外，討論了動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、變形熱等軟化機(jī)制對(duì)軟化現(xiàn)象的貢獻(xiàn)，并提出了近β鈦合金高溫變形過程中關(guān)于流變軟化現(xiàn)象亟待解決的問題，指出定量化及物理模型化是未來近β鈦合金高溫變形過程中流變軟化現(xiàn)象的重要發(fā)展方向。

近β鈦合金；高溫變形；流變軟化；軟化機(jī)制

近β鈦合金是一種β穩(wěn)定元素含量略高于臨界濃度的過渡型鈦合金，除了具有高比強(qiáng)度、高彈性模量、高韌性、高損傷容量等優(yōu)良性能，同時(shí)具有淬透性與屈服強(qiáng)度高的優(yōu)點(diǎn)[1-4]。與其他鈦合金相比，該類鈦合金還具有較低的β轉(zhuǎn)變溫度。基于上述優(yōu)點(diǎn)及特性，近β鈦合金可被廣泛應(yīng)用于各個(gè)領(lǐng)域，特別是航空領(lǐng)域零部件的批量生產(chǎn)。美國TIMET公司開發(fā)的Ti1023(Ti-10V-2Fe-3Al)[5]合金和Ti5553(Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr)[6,7]合金，俄羅斯研制的BT22(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)[8]合金以及由西北工業(yè)大學(xué)和北京航空材料研究院聯(lián)合開發(fā)的Ti7333(Ti-7Mo-3Nb-3Cr-3Al)[9-12]合金均是已廣泛應(yīng)用于起落架等大型航空承力結(jié)構(gòu)件的典型近β鈦合金。例如，波音777飛機(jī)起落架的主要部件均采用Ti1023合金代替高強(qiáng)鋼，使其在提高壽命的同時(shí)減重近270kg[13]。

與鋁合金、鋼等相比，由于鈦合金對(duì)熱變形參數(shù)較敏感，其加工范圍較窄，因此，了解鈦合金熱變形過程的變形行為，掌握變形過程中微觀組織的變化及變形機(jī)制具有非常重要的現(xiàn)實(shí)意義。而流變軟化是材料在熱變形過程中最常見的現(xiàn)象之一，闡明該現(xiàn)象的影響因素及其作用機(jī)制對(duì)近β鈦合金鍛造過程的優(yōu)化具有一定的指導(dǎo)作用。然而，導(dǎo)致近β鈦合金流變軟化的原因有很多，例如，變形工藝參數(shù)、微觀組織的變化等。目前，已有大量學(xué)者對(duì)典型近β鈦合金高溫變形過程中的流變軟化行為進(jìn)行了分析[14,15]，本文將在現(xiàn)有研究基礎(chǔ)上進(jìn)行整理分析，闡述流變軟化現(xiàn)象的定義及表征方法，同時(shí)歸納總結(jié)目前國內(nèi)外分析該現(xiàn)象常用方法，并綜合分析流變軟化行為的影響因素及作用機(jī)制。

1 流變軟化及其影響因素

1.1 流變軟化的定義

流變軟化是材料在熱變形過程中流動(dòng)應(yīng)力降低且與加工硬化相對(duì)的一種現(xiàn)象。眾所周知，金屬材料熱變形初期，在位錯(cuò)塞積等導(dǎo)致的加工硬化作用下，材料的流動(dòng)應(yīng)力在很小的應(yīng)變范圍內(nèi)急劇增加至峰值，此后，隨著應(yīng)變的增大，位錯(cuò)塞積、纏結(jié)等積累的儲(chǔ)存能足以引起動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(Dynamic Recrystallization, DRX)、動(dòng)態(tài)回復(fù)(Dynamic Recovery, DRV)以及球化等軟化機(jī)制的發(fā)生，最終使材料的流動(dòng)應(yīng)力逐漸降低。這種流動(dòng)應(yīng)力在各種變形機(jī)制作用下逐漸降低的現(xiàn)象即為材料的流變軟化現(xiàn)象。通常，絕熱效應(yīng)和微觀組織演變是誘發(fā)這一現(xiàn)象的主要原因。變形溫度較低、應(yīng)變速率較高(>10s-1)時(shí)，絕熱效應(yīng)通常起主要作用；而應(yīng)變速率較低(<10s-1)的情況下，微觀組織演變起主要作用[16]。

流變軟化常以材料在高溫壓縮變形過程中流動(dòng)應(yīng)力的降低為表現(xiàn)形式[17]，降低幅度值以峰值流動(dòng)應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)流動(dòng)應(yīng)力之差表示，如式(1)所示：

(1)

式中：σp為峰值應(yīng)力；σs為穩(wěn)態(tài)應(yīng)力。

也有學(xué)者用式(2)或式(3)來表征材料在變形過程中的軟化比例[18,19]，如下所示：

(2)

(3)

式中：σ0.6為應(yīng)變是0.6時(shí)的流動(dòng)應(yīng)力；σsat為發(fā)生最大加工硬化時(shí)的流動(dòng)應(yīng)力；σss為發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)的穩(wěn)態(tài)流動(dòng)應(yīng)力。

總的來講，流動(dòng)應(yīng)力降低幅度越大，表明材料在該過程中的流變軟化現(xiàn)象越明顯。

1.2 變形工藝參數(shù)的影響

從宏觀上來講，變形工藝參數(shù)對(duì)近β鈦合金在高溫壓縮變形過程中的流變軟化行為影響顯著。一般來說，變形溫度一定時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增大，流動(dòng)應(yīng)力升高，流變軟化現(xiàn)象更加顯著。Warchomicka等[20]在研究Ti1023合金高溫壓縮變形過程時(shí)發(fā)現(xiàn)，同等變形溫度下，應(yīng)變速率為0.1s-1和1s-1時(shí)的流變軟化現(xiàn)象較應(yīng)變速率0.01s-1時(shí)的更明顯。該現(xiàn)象可以解釋為：一定的變形溫度下，應(yīng)變速率較高時(shí)，試樣達(dá)到一定變形量所需時(shí)間縮短，變形過程位錯(cuò)增殖速率增大，位錯(cuò)之間相互交錯(cuò)、纏結(jié)，導(dǎo)致變形所需臨界應(yīng)力增加，進(jìn)而產(chǎn)生了更高的流動(dòng)應(yīng)力，隨著應(yīng)變的增加，各種軟化機(jī)制逐漸減弱了硬化作用，出現(xiàn)了明顯的流變軟化現(xiàn)象。應(yīng)變速率一定時(shí)，隨著變形溫度的升高，流動(dòng)應(yīng)力降低，流變軟化程度呈減弱趨勢(shì)。近年來，在Ti5553合金和Ti1023合金高溫變形行為的研究中都證實(shí)了這一規(guī)律[21-24]。圖1為Ti5553合金高溫壓縮變形過程的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖1可知，在10s-1的應(yīng)變速率下，變形溫度為785℃時(shí)的流變軟化現(xiàn)象較835℃時(shí)的更加明顯[21]。Balasubrahmanyam等[22]在比較近β鈦合金Ti1023的α+β兩相區(qū)和β單相區(qū)熱變形行為時(shí)也發(fā)現(xiàn)，與β單相區(qū)的變形相比，該合金在α+β兩相區(qū)的高應(yīng)變速率下會(huì)表現(xiàn)出更加明顯的流動(dòng)軟化現(xiàn)象。這是由于在β單相區(qū)變形時(shí)，更高的變形溫度使動(dòng)態(tài)回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更容易發(fā)生，位錯(cuò)密度較低，進(jìn)而更容易釋放變形過程中的加工硬化[25]。

圖1 應(yīng)變速率為10s-1時(shí)Ti5553合金在α+β兩相區(qū)鍛造過程的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線[21]Fig.1 Flow stress-strain curves of Ti5553 alloy during the α+β two-phase forged process at the strain rate of 10s-1 [21]

1.3 原始微觀組織的影響

就鈦合金而言，往往通過控制原始微觀組織形貌實(shí)現(xiàn)對(duì)其鍛造過程中的變形行為的控制。一般來講，等軸組織具有塑性好、伸長率和斷面收縮率高、抗疲勞性能好、抗蠕變能力強(qiáng)、斷裂韌度以及強(qiáng)度較低的特點(diǎn)。而片層組織具有強(qiáng)度與斷裂韌度較高、塑性相對(duì)較差的特點(diǎn)。近年來的研究表明，無論是等軸組織還是片層組織，近β鈦合金高溫壓縮過程都會(huì)受到微觀組織形貌、晶粒尺寸以及相含量與分布等的影響。

首先，與具有等軸α相組織的近β鈦合金相比，具有片層α相的近β鈦合金在高溫壓縮變形過程中的流變軟化行為更加明顯[26,27]。根據(jù)Jones等[28]的研究，經(jīng)β單相區(qū)鍛過的近β鈦合金比經(jīng)α+β兩相區(qū)鍛過的更容易表現(xiàn)出明顯的流變軟化。Jackson等[16]通過對(duì)Ti1023合金分別進(jìn)行β鍛和α+β兩相鍛得到魏氏組織和具有初始等軸狀α相的組織，并分別對(duì)兩種組織進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)證明了以上觀點(diǎn)。這種明顯的差異通常認(rèn)為是前期鍛造過程中形成α相的形貌差異導(dǎo)致的：經(jīng)α+β兩相區(qū)鍛過的近β鈦合金由晶粒尺寸小于5μm的等軸α相分布在β基體上組成；而經(jīng)β相鍛過的近β鈦合金，則由長度小于10μm、寬度約0.1μm的針狀α相分布在β基體上組成。細(xì)針狀α相會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使其堆積在α/β相界面上，產(chǎn)生更高的峰值應(yīng)力。隨著應(yīng)變的增大，針狀α相逐漸在應(yīng)力作用下破碎、球化，進(jìn)而使流動(dòng)應(yīng)力下降，最終表現(xiàn)出更明顯的流變軟化現(xiàn)象。

其次，片層α相厚度也是影響近β鈦合金高溫壓縮變形過程中流變軟化的重要因素。通常而言，片層α相較厚的近β鈦合金在高溫壓縮變形初期會(huì)對(duì)變形產(chǎn)生較強(qiáng)的阻礙作用，進(jìn)而導(dǎo)致較高的變形抗力。隨著應(yīng)變的增大，片層α相因受力而旋轉(zhuǎn)，從而引起流動(dòng)應(yīng)力的降低，導(dǎo)致較明顯的流變軟化現(xiàn)象。反之，片層α相較薄的鈦合金變形抗力相對(duì)較小，因此，變形過程中的流變軟化現(xiàn)象相對(duì)較弱。Li等[29]在研究具有不同片層厚度的Ti55511(Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe)近β鈦合金高溫壓縮變形過程中的變形行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，片層α相的厚度對(duì)流變軟化程度具有顯著影響。圖2為具有不同片層α相厚度的Ti55511合金在700℃的變形條件下的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖2可知，相同變形條件下，片層α相較厚的Ti55511合金流變軟化現(xiàn)象較片層較薄的更顯著[29]。

圖2 具有較厚(虛線)和較薄(實(shí)線)片層α相的Ti55511合金在700℃的變形條件下的流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線[29]Fig.2 Flow stress-strain curves of Ti55511 alloy with thick (dotted line) and thin (solid line) lamellar α phase at the deformation temperature of 700℃[29]

最后，等軸α相含量、大小及分布也是影響近β鈦合金流變軟化程度的重要原因。與體心立方的β相比，由于密排六方的α相具有較少的滑移系，因此，等軸α相在β基體中起著硬質(zhì)顆粒的作用，在變形過程中，具有較多含量、較大尺寸α相的微觀組織往往表現(xiàn)出更高的變形抗力及更明顯的流變軟化現(xiàn)象。

2 流變軟化機(jī)制分析方法

2.1 流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線判別法

過去，常以材料在高溫壓縮變形過程中流動(dòng)應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾佣兓内厔?shì)來判別材料在熱變形過程中的主要作用機(jī)制[19,30-33]。根據(jù)流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線判斷材料在高溫壓縮變形過程中的軟化行為是一種較粗略的方法。通常認(rèn)為，隨著應(yīng)變的增加，流動(dòng)應(yīng)力到達(dá)峰值后便進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流動(dòng)階段的曲線，被稱為穩(wěn)態(tài)型曲線，其軟化機(jī)制以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主；而隨著應(yīng)變的增加，流動(dòng)應(yīng)力先急劇增加，達(dá)到峰值后逐漸下降的曲線，被稱為連續(xù)軟化型曲線，其軟化機(jī)制以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主導(dǎo)[34]。這種僅通過流動(dòng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線形狀粗略判斷材料內(nèi)在變形機(jī)制的方法較簡單，受到了不少研究者的關(guān)注和應(yīng)用[35,36]，但缺少較直接的科學(xué)依據(jù)[21,35]。

2.2 熱力學(xué)參數(shù)法

材料在高溫壓縮變形過程中的表觀變形激活能Q、應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m均與微觀組織的變化密切相關(guān)。許多學(xué)者往往通過分別計(jì)算材料在α+β兩相區(qū)和β單相區(qū)的表觀變形激活能來判斷材料的軟化機(jī)制是以動(dòng)態(tài)回復(fù)或以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主[22,37-39]。在金屬高溫塑性變形理論中，表觀變形激活能Q代表了原子躍遷所需要克服的能壘大小，是反映材料變形難易程度的重要參量。通常認(rèn)為，當(dāng)計(jì)算得到的表觀變形激活能Qdef與純鈦的自擴(kuò)散激活能Qself相近時(shí)，材料在該相區(qū)的軟化機(jī)制以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主。反之，其軟化機(jī)制以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主[39]，如式(4)所示:

(4)

此外，層錯(cuò)能對(duì)金屬材料流變軟化行為也有重要影響[38,40]。對(duì)于具有較高層錯(cuò)能的材料而言，擴(kuò)展位錯(cuò)寬度窄、集束容易，位錯(cuò)的交滑移和攀移容易進(jìn)行，從而使異號(hào)位錯(cuò)相互抵消，位錯(cuò)密度下降，畸變能降低，難以達(dá)到發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需能量，因此，該類金屬材料變形過程的軟化機(jī)制常以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主。能量耗散率代表了在熱變形過程中被材料吸收的能量比例，由于與應(yīng)變速率敏感性指數(shù)呈正比關(guān)系，因此也常被認(rèn)為與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的程度有關(guān)[41]。同時(shí)，在研究中也發(fā)現(xiàn)Zener-Hollomon參數(shù)也與變形機(jī)制有關(guān)[42,43]。總的來講，該種判別方法利用了材料微觀組織變化與其熱力學(xué)參數(shù)變化之間的相互關(guān)系，具有一定的參考價(jià)值。

2.3 微觀組織觀測(cè)法

近年來，各種先進(jìn)分析、測(cè)試方法的出現(xiàn)為探索各類材料的結(jié)構(gòu)、微觀組織以及性能之間的聯(lián)系提供了可靠途徑。利用這些分析方法，通過觀察材料在高溫壓縮變形過程中微觀組織的變化來確定引起流變軟化現(xiàn)象的內(nèi)在原因是一種最直接的方法。常用來判斷引起材料流變軟化現(xiàn)象的分析手段有SEM，TEM，EBSD等[44,45]。例如，可以直觀地通過TEM照片并結(jié)合其相應(yīng)的電子衍射斑點(diǎn)分析材料在變形過程中發(fā)生的一些變形機(jī)制，比如β相楔入α片層并最終導(dǎo)致球化過程。而采用EBSD進(jìn)行觀察分析時(shí)，可通過材料在變形過程中晶界位相差的變化來推測(cè)其軟化機(jī)制。這種方法具有直接的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，因此采用該方法判斷其軟化機(jī)制較科學(xué)。

2.4 Poliak-Jonas準(zhǔn)則判別法

除了上述提到的熱力學(xué)參數(shù)外，許多學(xué)者也在應(yīng)力-應(yīng)變曲線基礎(chǔ)上進(jìn)行數(shù)學(xué)演變，引入了加工硬化率等參量來判別材料的軟化機(jī)制。1995年，McQueen等[46]在研究316型奧氏體不銹鋼的動(dòng)態(tài)軟化機(jī)制時(shí)，認(rèn)為加工硬化率-真應(yīng)力(θ-σ)曲線出現(xiàn)拐點(diǎn)特征即表明該材料在該變形條件下存在應(yīng)力峰值。隨后，Poliak等[47]基于熱力學(xué)不可逆原理，在將硬化率θ*和應(yīng)變內(nèi)變量ε*進(jìn)行耗散分配最穩(wěn)定化基礎(chǔ)上提出了判別動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界條件的一種方法，認(rèn)為再結(jié)晶臨界條件與θ-σ曲線上的拐點(diǎn)和-?θ/?σ-σ曲線上的最小值相對(duì)應(yīng)，數(shù)學(xué)表達(dá)如式(5)所示：

(5)

在近期的研究中，許多學(xué)者為了更清楚地區(qū)分各變形條件下加工硬化率的變化，常對(duì)自變量σ取對(duì)數(shù)，即通過觀察-?θ/?σ-lnσ曲線是否出現(xiàn)最小值點(diǎn)來判斷不同變形溫度和應(yīng)變速率下材料在熱變形過程中的軟化機(jī)制[37]。這種方法考慮了加工硬化與流動(dòng)應(yīng)力的關(guān)系，用其判別材料高溫變形過程中的軟化機(jī)制具有一定的價(jià)值，目前已被廣泛應(yīng)用[37,48,49]，但結(jié)果證明也存在一定誤差。例如，Ning等[37]運(yùn)用該方法對(duì)Ti55511合金不同變形條件下的軟化機(jī)制進(jìn)行了預(yù)測(cè)，事實(shí)證明，通過該種方法預(yù)測(cè)的結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果存在一定的偏差，其原因可能與復(fù)雜的數(shù)學(xué)處理過程有關(guān)，比如較高次數(shù)的擬合和取偏微分過程等。

2.5 位錯(cuò)密度判別法

除了上述判別金屬材料高溫變形過程中軟化機(jī)制的方法外，1970年，Varshni[50]提出通過比較位錯(cuò)密度ρss是否達(dá)到足夠引起DRX臨界密度的方法來判斷其軟化機(jī)制。其中，引起DRX的臨界密度表達(dá)式如下：

(6)

其中，MBM可通過式(7)進(jìn)行數(shù)學(xué)表達(dá)[51]：

(7)

式中：δ為晶界厚度，常取1nm；Vm表示臼齒體積；D0為自擴(kuò)散系數(shù)；DGB為晶界擴(kuò)散系數(shù)；Qdiffu為自擴(kuò)散激活能；β代表比例參數(shù)，常取值0.5～1。

對(duì)于穩(wěn)態(tài)變形條件下，通過該方法判別軟化機(jī)制可從式(8)進(jìn)行：

(8)

在近期對(duì)近β鈦合金的研究中，有的學(xué)者[52]就采用了該方法判別材料高溫變形過程中的軟化機(jī)制，實(shí)驗(yàn)結(jié)果證明，通過該方法得到的軟化機(jī)制與通過應(yīng)變速率判別得到的軟化機(jī)制一致。

3 流變軟化機(jī)制

流變軟化是各類金屬材料在高溫壓縮變形過程中最常見的一種現(xiàn)象，掌握材料流變軟化的影響因素及其作用規(guī)律對(duì)材料鍛造過程鍛造力等的控制至關(guān)重要。以下在對(duì)多種近β鈦合金的高溫壓縮變形過程的流變軟化現(xiàn)象進(jìn)行分析、整理后，將重點(diǎn)討論導(dǎo)致流變軟化現(xiàn)象的軟化機(jī)制。

3.1 動(dòng)態(tài)回復(fù)

在近β鈦合金的高溫壓縮變形過程中，動(dòng)態(tài)回復(fù)是一種常見的導(dǎo)致流變軟化現(xiàn)象發(fā)生的軟化機(jī)制。表1羅列了6種典型近β鈦合金在高溫壓縮變形過程中的表觀變形激活能值，由表1可見，這6種近β鈦合金在α+β兩相區(qū)的表觀變形激活能均遠(yuǎn)高于純鈦的自擴(kuò)散激活能值，而在β單相區(qū)的表觀變形激活能與自擴(kuò)散激活能相近。這是由于在β單相區(qū)進(jìn)行高溫壓縮變形時(shí)，動(dòng)態(tài)回復(fù)常依賴于位錯(cuò)攀移實(shí)現(xiàn)對(duì)流變軟化行為的貢獻(xiàn)，而位錯(cuò)攀移過程又可被視為空位擴(kuò)散過程，因此，鈦合金在β單相區(qū)的表觀變形激活能應(yīng)與自擴(kuò)散激活能相近，考慮合金中固溶原子含量略高，故與純鈦相比，近β鈦合金的表觀變形激活能應(yīng)略高于純鈦的自擴(kuò)散激活能[27]，進(jìn)而證實(shí)了近β鈦合金在β單相區(qū)的軟化機(jī)制以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主。

表1 6種近β鈦合金高溫壓縮變形過程中的表觀變形激活能

為了更深入地揭示近β鈦合金高溫壓縮變形過程中的軟化機(jī)制，各國學(xué)者進(jìn)一步通過金相、TEM及EBSD等分析方法研究了該類合金進(jìn)行熱變形時(shí)的微觀組織變化。在研究Ti1023和Ti55511合金的高溫壓縮變形行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，動(dòng)態(tài)回復(fù)是導(dǎo)致其流變軟化的重要因素[53,57]。Liu等[53]在研究Ti55511合金的高溫壓縮變形行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，在該合金β單相區(qū)變形條件下的TEM照片中可以明顯觀察到位錯(cuò)墻的存在，而位錯(cuò)墻是動(dòng)態(tài)回復(fù)的典型特征，這進(jìn)一步說明了動(dòng)態(tài)回復(fù)在該變形條件下的主導(dǎo)地位。Furuhara等[57]在研究Ti1023合金的高溫變形行為中發(fā)現(xiàn)，在稍低于β相轉(zhuǎn)變溫度和4.2×10-5s-1的應(yīng)變速率下，該合金變形后的微觀組織晶界呈波浪狀，具有該形貌的組織是動(dòng)態(tài)回復(fù)現(xiàn)象的典型特征，且變形后的組織很少出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒。Matsumoto等[23]采用EBSD分析方法對(duì)Ti5553合金β單相區(qū)變形后的微觀組織進(jìn)行觀察后發(fā)現(xiàn)，較低應(yīng)變速率時(shí)，在原始β晶界上可以看到許多具有大角度晶界的亞晶和新的等軸晶粒，原始β晶粒內(nèi)部也存在許多亞晶，這表明在低應(yīng)變速率的變形條件下，在原始β晶粒邊界上，連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是主要的軟化機(jī)制，而原始β晶粒內(nèi)部，動(dòng)態(tài)回復(fù)占主導(dǎo)地位。隨著應(yīng)變速率的增加，亞晶晶粒尺寸減小，亞晶局部形成僅存在于初始β晶粒邊界，這表明高應(yīng)變速率下連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的作用很少。

3.2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶

動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是指金屬在塑性變形過程中發(fā)生的再結(jié)晶現(xiàn)象，它對(duì)近β鈦合金高溫流變軟化現(xiàn)象的貢獻(xiàn)也極為重要[58]。根據(jù)再結(jié)晶晶粒形成的不同方式，可將其分為3類：連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(Continuous Dynamic Recrystallization, CDRX)、不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(Discontinuous Dynamic Recrystallization, DDRX)以及幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(Geometric Dynamic Recrystallization, GDRX)。CDRX是金屬在變形過程中由具有小角度晶界持續(xù)轉(zhuǎn)動(dòng)導(dǎo)致大角度晶界形成的過程。DDRX即傳統(tǒng)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程，是大角度晶界遷移實(shí)現(xiàn)形核和晶粒不斷長大的過程。而GDRX是受原始晶粒球化、釘扎等作用而形成的再結(jié)晶過程。

在研究各類近β鈦合金β單相區(qū)的高溫變形行為中發(fā)現(xiàn)，其變形過程中的軟化機(jī)制以DRV為主，但同時(shí)也存在DRX現(xiàn)象[54,57,59]。對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象的確定常以O(shè)M，SEM，TEM，EBSD為主要分析手段，并結(jié)合微觀組織照片、位相差的變化等信息加以判定。近β鈦合金在β單相區(qū)進(jìn)行高溫壓縮變形時(shí)，由于體心立方的β相層錯(cuò)能較高、擴(kuò)展位錯(cuò)寬度窄、集束容易，位錯(cuò)的交滑移和攀移容易進(jìn)行，從而使異號(hào)位錯(cuò)相互抵消，位錯(cuò)密度下降，畸變能降低，難以達(dá)到發(fā)生不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需能量；因此，在β單相區(qū)的高溫壓縮變形過程中較難發(fā)生DDRX。從Warchomicka等[54]對(duì)Ti55531合金的研究中可知，該合金在β單相區(qū)的軟化機(jī)制以DRV為主，也存在由于晶界轉(zhuǎn)動(dòng)而造成的CDRX，且在高應(yīng)變速率下晶界轉(zhuǎn)動(dòng)造成的位相差較大。

對(duì)近β鈦合金在α+β兩相區(qū)的變形過程進(jìn)行研究后發(fā)現(xiàn)，具有密排六方結(jié)構(gòu)的第二相α相常在具有體心立方結(jié)構(gòu)的β基體上起到硬質(zhì)顆粒的作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和β亞晶的長大，進(jìn)而隨著應(yīng)變的增加形成更多的大角度晶界，導(dǎo)致GDRX的發(fā)生。Warchomicka等[54]對(duì)近β鈦合金Ti55531在α+β兩相區(qū)變形過程中β晶界的位相差作了統(tǒng)計(jì)，如表2所示，β晶界的位相差由小角度晶界不斷向大角度晶界轉(zhuǎn)化，該現(xiàn)象即為典型CDRX的特點(diǎn)，且由于α相的阻礙作用也會(huì)增加β相的再結(jié)晶程度，因此，在較低變形溫度下，由于更多α相的存在，β相更易發(fā)生CDRX。

3.3 變形熱

在各類金屬材料的熱變形過程中，變形熱在較高應(yīng)變速率下對(duì)流動(dòng)應(yīng)力的影響比較顯著。通常，就近β鈦合金而言，當(dāng)應(yīng)變速率大于1s-1時(shí)，由于變形時(shí)間縮短，變形過程中產(chǎn)生的變形熱來不及及時(shí)釋放，造成

表2 Ti55531合金經(jīng)熱處理及763℃的變形后β相在不同應(yīng)變與應(yīng)變速率下的平均位相差及高角度晶界百分比[54]

工件內(nèi)部瞬時(shí)溫度高于預(yù)設(shè)溫度，進(jìn)而導(dǎo)致流動(dòng)應(yīng)力降低，流變軟化現(xiàn)象明顯。而當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)，工件有足夠的時(shí)間進(jìn)行變形并釋放變形過程產(chǎn)生的熱量，工件內(nèi)部瞬時(shí)溫度基本能夠維持預(yù)設(shè)溫度。為了更好地掌握變形熱對(duì)近β鈦合金高溫變形過程中流變軟化的影響，Matsumoto等[23]與Fan等[60]對(duì)Ti7333和Ti5553合金高溫壓縮變形過程中高應(yīng)變速率(10s-1)下的流動(dòng)應(yīng)力進(jìn)行了修正。如圖3所示，由Fan等[60]對(duì)Ti7333近β鈦合金變形熱對(duì)流動(dòng)應(yīng)力的修正結(jié)果看，在較高應(yīng)變速率下，變形熱會(huì)使其流變軟化現(xiàn)象更加明顯。

圖3 Ti7333合金在770℃下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線[60]Fig.3 True flow stress-strain curves of Ti7333 alloy at the deformation temperature of 770℃[60]

3.4 片層α相的球化

近年來，越來越多的研究發(fā)現(xiàn)，片層和針狀α相的球化對(duì)近β鈦合金的流變軟化行為具有很大的貢獻(xiàn)[27,56,61-64]。片層和針狀α相對(duì)其流變軟化行為的作用主要通過其在變形過程中發(fā)生扭折、彎曲以及球化過程來實(shí)現(xiàn)。在近β鈦合金的高溫壓縮變形過程中，片層α相最終將在界面能減小的驅(qū)動(dòng)下發(fā)生分離，進(jìn)而球化。通常認(rèn)為片層α相會(huì)以兩種方式發(fā)生球化[65-67]，第一種方式主要是由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成α/α晶界。鑒于片層α相的球化涉及形核和遷移兩個(gè)相互競爭的過程，Seshacharyulu等[68]將片層α相的球化過程當(dāng)作發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的一種方式，所不同的是片層α相的球化過程并非真正形成新的晶粒，而是α/α晶界的出現(xiàn)。第二種方式是片層α相內(nèi)部由于變形引起局部剪切現(xiàn)象，亞晶界在剪切力的作用下發(fā)生滑移進(jìn)而實(shí)現(xiàn)球化。但這兩種方式均涉及以下過程：首先，沿片層α相內(nèi)部形成界面，隨后β相沿這些界面楔入片層α相，并最終使其球化。

在片層組織的變形過程中，片層α相受變形程度的影響顯著，隨著變形的不斷進(jìn)行，片層α相球化比例不斷增加。此外，應(yīng)變速率對(duì)其球化過程也有影響，在低應(yīng)變速率下，片層α相有足夠的時(shí)間進(jìn)行界面遷移，球化過程進(jìn)行得比較充分。在較高的應(yīng)變速率下，片層α相更多只是發(fā)生了扭曲或彎折[69]。

3.5 非穩(wěn)態(tài)流動(dòng)

引起近β鈦合金流變軟化的原因除了動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶等有利于微觀組織變化的因素外，材料在熱變形過程中產(chǎn)生的局部流動(dòng)、微觀空洞以及絕熱剪切帶等也是非常重要的原因[70,71]。

4 基于流變軟化機(jī)制研究近β鈦合金本構(gòu)關(guān)系

為了更加深入地了解、掌握金屬材料高溫變形過程中軟化機(jī)制對(duì)其變形行為的影響進(jìn)而為預(yù)測(cè)實(shí)際鍛造過程提供可靠依據(jù)，有必要建立熱變形過程中二者之間的本構(gòu)關(guān)系。傳統(tǒng)的金屬材料熱變形過程中的本構(gòu)關(guān)系能夠反映流變應(yīng)力與變形溫度、應(yīng)變速率及應(yīng)變的響應(yīng)關(guān)系，但缺乏具體機(jī)制作為基礎(chǔ)。近年來，國內(nèi)外學(xué)者基于預(yù)測(cè)金屬材料軟化作用的前提下作了一定的研究并取得了一定成果。

4.1 基于動(dòng)態(tài)回復(fù)機(jī)制的本構(gòu)關(guān)系及其應(yīng)用

(9)

式中：K0為常數(shù)；μ為Burgers常數(shù)，取2.6×10-10m；b為位錯(cuò)的Burgers矢量模，m；γ為DRV過程中形成的單位亞晶界面能，J/m2；R為普適氣體常數(shù)，常取值8.3145kJ/(mol·K)；Qd為動(dòng)態(tài)回復(fù)型變形激活能，kJ/mol；q為應(yīng)變速率敏感性指數(shù)；n為界面能活化系數(shù)。

在引入γ=γ0·exp(-Qb/(RT))并對(duì)式(9)進(jìn)行取對(duì)數(shù)等數(shù)學(xué)變換后，得到式(10):

(10)

式中：A為常數(shù)；Qb為材料界面能的激活能，kJ/mol。

(11)

目前，國外在近β鈦合金基于動(dòng)態(tài)軟化機(jī)制建立本構(gòu)關(guān)系方面的研究較少，國內(nèi)梁后權(quán)等[49]對(duì)TC18近β鈦合金運(yùn)用該本構(gòu)關(guān)系模型后發(fā)現(xiàn)，計(jì)算得到的結(jié)果與實(shí)驗(yàn)值平均誤差為5.54%，最大誤差為12.23%。

4.2 基于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制的本構(gòu)關(guān)系及其應(yīng)用

Sellars和Whiteman[73]在研究Cu-Ni合金最大伸長率與合金成分、應(yīng)變速率和變形溫度的關(guān)系中認(rèn)為，流變應(yīng)力-應(yīng)變曲線上峰值的出現(xiàn)(或開始抖動(dòng))與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有關(guān)。隨著應(yīng)變的增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制仍存在，而流變應(yīng)力值開始下降并最終保持一個(gè)穩(wěn)態(tài)值σE，其與變形溫度T及應(yīng)變速率的關(guān)系如式(12)所示：

(12)

式中：K2為常數(shù)；QE為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型的變形激活能，kJ/mol。

近年來，在研究近β鈦合金TC18時(shí)發(fā)現(xiàn)[49]，低應(yīng)變速率下的軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，并運(yùn)用該本構(gòu)關(guān)系對(duì)滿足條件的參數(shù)進(jìn)行了擬合，實(shí)驗(yàn)證明，計(jì)算值與實(shí)驗(yàn)值平均誤差為7.67%，最大誤差為16.22%。

5 結(jié)束語

綜上所述，無論是從宏觀還是微觀的角度看，影響近β鈦合金高溫壓縮變形過程中流變軟化的因素比較復(fù)雜。從宏觀上來看，流變軟化主要受變形工藝參數(shù)和原始微觀組織的影響。從微觀機(jī)制上來看，流變軟化主要受動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、片層組織的球化及流動(dòng)穩(wěn)定性等影響。且在近β鈦合金的高溫變形過程中，可能同時(shí)存在幾種導(dǎo)致流變軟化的機(jī)制，各種軟化機(jī)制進(jìn)行的程度也比較復(fù)雜。

對(duì)近β鈦合金高溫變形過程中流變軟化進(jìn)行深入研究，以下兩方面問題亟待解決：

(1)從分析和判定流變軟化機(jī)制的手段來看，可以粗略地通過應(yīng)力-應(yīng)變曲線變化趨勢(shì)來判別其軟化機(jī)制是DRV還是DRX，但該種方法缺乏直接的科學(xué)依據(jù)；通過熱力學(xué)參數(shù)判別軟化機(jī)制的方法涉及材料變形過程中的熱力學(xué)能量變化等，具有一定的指導(dǎo)意義；直接通過SEM，TEM和EBSD等分析手段判定材料變形過程軟化機(jī)制的方法較為直觀，能夠清楚地觀察到材料變形過程的微觀組織變化，具有較強(qiáng)的科學(xué)依據(jù)；而基于J-C準(zhǔn)則，通過觀察曲線是否出現(xiàn)拐點(diǎn)的方法具有一定的指導(dǎo)意義，科學(xué)性不及前兩種方法；因此，綜合考慮高溫變形過程中各種熱力學(xué)參數(shù)和微觀組織演變，主要采用TEM和EBSD等實(shí)驗(yàn)手段來確定其軟化機(jī)制是未來判斷近β鈦合金高溫壓縮變形過程中流變軟化現(xiàn)象的重要手段。

(2)在研究流變軟化行為和軟化機(jī)制的相互關(guān)系方面，盡管加工硬化與動(dòng)態(tài)軟化機(jī)制已經(jīng)從微觀組織角度進(jìn)行了表述，但二者之間的相互聯(lián)系仍缺乏合適的定量性表述，而動(dòng)態(tài)回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶這兩個(gè)相互競爭又有聯(lián)系的軟化機(jī)制常常會(huì)導(dǎo)致變形行為和微觀組織演變的復(fù)雜性，且在材料的熱變形過程中，同時(shí)也存在其他與加工硬化相對(duì)的導(dǎo)致軟化過程發(fā)生的機(jī)制或因素；因此，深入研究多種軟化機(jī)制之間的相互協(xié)調(diào)作用以及定量關(guān)系，從內(nèi)變量的角度建立全面的、包含各影響因素與流變軟化行為之間的物理模型是未來該領(lǐng)域發(fā)展的重要方向[74]。

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(本文責(zé)編：寇鳳梅)

Progress in Research on Flow Softening Behavior of Near β Titanium Alloys During Hot Compression Deformation Process

LIU Shao-fei1，WANG Ke2

(1 Engineering Training Center,Xi’an Polytechnic University,Xi’an 710048,China;2 College of Materials Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400044,China)

Flow softening behavior during hot compression deformation process of near β titanium alloys was reviewed, including the influencing factors, the flow softening mechanism and its analysis methods, the development of the constitutive model based on softening mechanism. The influence of deformation parameters and initial microstructure on flow softening behavior was primarily analyzed. Besides, the contribution of softening mechanisms such as dynamic recovery, dynamic recrystallization and deformation heating to flow softening was discussed. The problems urgently to be solved during hot deformation process regarding to flow softening were proposed, and it is pointed that quantify and physical modeling will be the important directions of near β titanium alloys during hot deformation process with respect to softening phenomenon in the future.

near β titanium alloy;hot deformation;flow softening;softening mechanism

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000694

TG319

A

1001-4381(2017)02-0119-10

國家自然科學(xué)基金青年科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51501020)

2015-06-02;

2016-10-19

劉少飛(1989-)，女，碩士，主要從事金屬高溫塑性變形方面研究工作，聯(lián)系地址：陜西省西安市金花南路19號(hào)西安工程大學(xué)工程訓(xùn)練中心(710048)，E-mail:liushaofei0709@126.com