曹倬菡，孫 宇，萬(wàn)志鵬，任麗麗，胡連喜

?

TiAl合金高溫變形過(guò)程臨界損傷模型

曹倬菡1，孫 宇1，萬(wàn)志鵬1，任麗麗2，胡連喜1

(1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 金屬精密熱加工國(guó)家級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001； 2. 中國(guó)核工業(yè)二三建設(shè)有限公司，北京 101300)

運(yùn)用Gleeble?1500D型動(dòng)態(tài)熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)Ti-47Al-2Nb-2Cr(摩爾分?jǐn)?shù)，%)合金在溫度為950~1150℃、應(yīng)變速率為0.001~1 s?1進(jìn)行熱模擬壓縮試驗(yàn)，通過(guò)對(duì)變形開(kāi)裂后試樣斷口裂紋形貌的分析，闡明TiAl合金高溫變形過(guò)程的開(kāi)裂損傷機(jī)理。結(jié)果表明：在低溫(＜1000℃)、高應(yīng)變速率(＞0.1 s?1)條件下，TiAl合金高溫變形開(kāi)裂方式為沿45°剪切開(kāi)裂，隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低，材料發(fā)生縱向自由表面開(kāi)裂。采用二分法確定TiAl合金不同溫度和應(yīng)變速率下的臨界變形量，引入考慮溫度和應(yīng)變速度參量的Zener?Hollomon因子，構(gòu)建TiAl合金高溫變形過(guò)程臨界損傷模型。

TiAl合金；高溫變形；臨界損傷

相TiAl合金與常規(guī)鈦合金相比，密度低約15%，但耐受的高溫卻是其2倍。在600~850 ℃溫度范圍內(nèi)，與傳統(tǒng)的鎳基高溫合金相比，同體積的相TiAl合金質(zhì)量還不及其一半。因此，TiAl合金被認(rèn)為是取代鎳基高溫合金的一種在航空航天領(lǐng)域具有廣闊發(fā)展前景的新一代材料[1?3]。

作為金屬間化合物，TiAl合金具有本征脆性，導(dǎo)致其難以進(jìn)行冷加工，因此，熱加工是對(duì)其深加工的有效方法。但在常規(guī)熱加工工藝下，由于TiAl合金合金化程度較高，導(dǎo)致其熱加工性能較差，在較低溫度熱加工時(shí)，試樣外表面易產(chǎn)生開(kāi)裂，并且由于變形區(qū)域的不同，粗大片層組織不能完全細(xì)化。而在較高溫度區(qū)間熱加工時(shí)，會(huì)極大程度增加鍛造設(shè)備和模具材料的成本[4?5]。因此，確定材料在熱加工過(guò)程避免開(kāi)裂損傷的工藝參數(shù)，構(gòu)建適合TiAl合金的臨界損傷模型對(duì)該材料規(guī)?；墓I(yè)生產(chǎn)具有重要意義。

在TiAl合金熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)中，通常變形溫度較低或者應(yīng)變速率較大時(shí)，試樣易沿45°方向產(chǎn)生斷裂，這是由于晶間強(qiáng)度高于晶內(nèi)強(qiáng)度從而出現(xiàn)穿晶斷裂；在變形溫度較高或者應(yīng)變速率較小時(shí)，試樣斷裂方向與周向拉應(yīng)力垂直，這是由于隨著變形溫度的升高，晶間結(jié)合力變?nèi)醵霈F(xiàn)晶間斷裂[6?7]。目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者在材料塑性變形過(guò)程損傷開(kāi)裂方面開(kāi)展了一些有意義的研究工作，陳玉勇等[8?10]通過(guò)對(duì)鑄態(tài)TiAl合金進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)在高應(yīng)變速率區(qū)，合金易發(fā)生楔形開(kāi)裂，且開(kāi)裂程度隨應(yīng)變速率的提高和溫度的降低而加重。林有智等[11]研究了TiAl合金在室溫壓縮條件下的損傷和斷裂行為，發(fā)現(xiàn)材料的損傷起始于塑性階段，發(fā)生沿45°剪切開(kāi)裂和沿壓縮軸方向的準(zhǔn)解理斷裂的混合形式開(kāi)裂。楊川等[12]研究了FGH96合金在變形溫度為1050 ℃、應(yīng)變速率為0.001~1 s?1條件下熱壓縮的開(kāi)裂臨界應(yīng)變值，并建立了FGH96合金的熱加工圖。ALEXANDROV等[13]對(duì)5XXX鋁合金在不同溫度、應(yīng)變速率下進(jìn)行單軸拉伸試驗(yàn)，確定了5XXX鋁合金的臨界應(yīng)變。XIN等[14]對(duì)高鈮TiAl合金進(jìn)行等溫壓縮試驗(yàn)，建立了關(guān)于真應(yīng)力、應(yīng)變、應(yīng)變速率和溫度之間非線性關(guān)系的本構(gòu)方程。然而，關(guān)于Ti-47Al-2Nb-2Cr合金在熱壓縮變形過(guò)程的臨界損傷模型構(gòu)建方面卻鮮見(jiàn)報(bào)道。

本文作者通過(guò)對(duì)Ti-47Al-2Nb-2Cr合金在不同的溫度及應(yīng)變速率條件下進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，運(yùn)用二分法確定其在熱加工工藝參數(shù)條件下臨界損傷的應(yīng)變量，分析溫度和應(yīng)變速率對(duì)熱變形開(kāi)裂的影響規(guī)律，揭示其微觀損傷機(jī)制，建立包含溫度、應(yīng)變速率與臨界應(yīng)變值的TiAl合金高溫變形臨界損傷模型，從而確定安全可行的工藝參數(shù)范圍。

1 實(shí)驗(yàn)

本研究中熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)采用的試樣名義成分為Ti-47Al-2Nb-2Cr(摩爾分?jǐn)?shù)，%)。采用線切割工藝從距離坯料邊緣2 mm處切取尺寸為6 mm×9 mm的標(biāo)準(zhǔn)圓柱試樣。上下兩端面需保證平行，表面光滑無(wú)氧化皮。利用Gleeble?1500D型熱模擬試驗(yàn)機(jī)實(shí)驗(yàn)時(shí)，設(shè)備壓頭與試樣端面之間添加石墨片以減小摩擦力，熱壓縮實(shí)驗(yàn)的工藝流程如圖1所示，試樣以10 ℃/s的速度加熱到預(yù)定變形溫度(950~1150 ℃)，保溫3min以使試樣受熱均勻，隨后以恒定應(yīng)變速率(0.001~1 s?1)對(duì)材料進(jìn)行等溫壓縮，變形程度為30%~60%，變形完成后立即水冷以保持材料變形后的組織狀態(tài)，具體工藝參數(shù)如表1所列。

表1 熱壓縮模擬實(shí)驗(yàn)工藝參數(shù)

2 結(jié)果與討論

2.1 TiAl合金真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線與開(kāi)裂行為

通過(guò)對(duì)TiAl合金熱壓縮實(shí)驗(yàn)得到的在變形溫度為950~1150 ℃，應(yīng)變速率為0.001~1.0 s?1的真應(yīng)力真應(yīng)變曲線如圖2所示，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，流動(dòng)應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而迅速增大到峰值點(diǎn)，峰值點(diǎn)隨著變形溫度的升高和應(yīng)變速率的降低而降低，然后產(chǎn)生明顯的流動(dòng)軟化現(xiàn)象。在溫度補(bǔ)償應(yīng)變速率因子(Zener?Hollomon因子)值較高時(shí)，位錯(cuò)攀移和孿生伴隨著動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DRX)作為主要的變形機(jī)制，Zener?Hollomon因子值較小時(shí)，DRX為占據(jù)主導(dǎo)地位的軟化機(jī)制[15?16]。圖3所示為TiAl合金在不同溫度、應(yīng)變速率下的開(kāi)裂情況，從圖3中可以發(fā)現(xiàn)，隨著變形溫度的下降和應(yīng)變速率的提高以及試樣變形量的提高，試樣更容易發(fā)生開(kāi)裂。根據(jù)試樣的開(kāi)裂程度和開(kāi)裂方式，將開(kāi)裂區(qū)域分為3個(gè)區(qū)域：圖的Ⅰ區(qū)域?yàn)殚_(kāi)裂程度較小區(qū)域，Ⅱ區(qū)域?yàn)橹械乳_(kāi)裂程度區(qū)域，Ⅲ區(qū)域?yàn)橹囟乳_(kāi)裂區(qū)域。在輕微開(kāi)裂區(qū)，試樣主要以單條裂紋開(kāi)裂方式為主，其中在溫度較低(＜1000℃)，應(yīng)變速率較高(＞0.1 s?1)的情況下，試樣容易發(fā)生45°剪切開(kāi)裂。例如在溫度950℃、應(yīng)變速率1 s?1時(shí)，試樣產(chǎn)生45°剪切開(kāi)裂，如圖4(a)所示，這是因?yàn)殓叴謺r(shí)雖然在軸向方向上受力，但是與軸向成45°方向上試樣受到的剪應(yīng)力最大，當(dāng)試樣所受的剪應(yīng)力達(dá)到臨界剪應(yīng)力時(shí)優(yōu)先發(fā)生塑性變形從而開(kāi)裂。從微觀角度來(lái)說(shuō)是由于晶間強(qiáng)度高于晶內(nèi)強(qiáng)度從而出現(xiàn)穿晶斷裂。林有智等[11]認(rèn)為，在TiAl合金壓縮試驗(yàn)中裂紋起始于材料的塑性變形階段，最終斷裂是由于兩個(gè)端面產(chǎn)生的剪切裂紋擴(kuò)展到試樣中部互相連接而誘發(fā)。

圖1 熱壓縮實(shí)驗(yàn)流程示意圖

圖2 TiAl合金真應(yīng)力?真應(yīng)變曲線

圖3 TiAl合金熱壓縮變形后宏觀形貌

在重度開(kāi)裂程度區(qū)域，試樣主要發(fā)生裂紋粗大的縱向自由表面開(kāi)裂和縱向自由表面開(kāi)裂和橫向自由表面開(kāi)裂混合的混合開(kāi)裂，如圖4(b)和(c)所示。產(chǎn)生縱向自由表面開(kāi)裂原因是在圓柱體試樣熱壓縮過(guò)程中由于上下端面與壓頭之間存在摩擦力，同時(shí)由于壓頭與試樣的材料不同而導(dǎo)致熱導(dǎo)率不同，因此，壓縮過(guò)程中壓頭與試樣的溫度不同而形成溫度梯度。摩擦力和溫度梯度受到熱加工參數(shù)影響較大。熱壓縮過(guò)程中，單元體受力情況如圖4(d)所示，當(dāng)變形溫度較高或者應(yīng)變速率較小時(shí)，摩擦力和溫度梯度使周向拉應(yīng)力變大，同時(shí)溫度的升高與應(yīng)變速率的降低使鼓肚處的抗拉強(qiáng)度b變小，使試樣鼓肚處與周向拉應(yīng)力垂直的方向更容易出現(xiàn)裂紋，橫向裂紋的產(chǎn)生可能與試樣熱壓縮過(guò)程中變形量過(guò)大而出現(xiàn)失穩(wěn)有關(guān)。從微觀角度來(lái)看，隨著變形溫度的升高，晶間結(jié)合力變?nèi)醵霈F(xiàn)晶間斷裂。

圖4 TiAl合金不同類型開(kāi)裂裂紋的顯微組織

2.2 TiAl合金高溫變形損傷臨界應(yīng)變值確定

通過(guò)二分法確定TiAl合金損傷開(kāi)裂時(shí)的臨界變形量，如表2所列。為了更直觀地揭示變形溫度與應(yīng)變速率對(duì)材料發(fā)生開(kāi)裂時(shí)臨界變形量的影響規(guī)律，本研究建立了臨界變形量與變形溫度及應(yīng)變速率之間的內(nèi)在關(guān)系，如圖5所示。由圖5可知，應(yīng)變速率小于0.1 s?1時(shí)，試樣的臨界應(yīng)變值均大于0.5。應(yīng)變速率相同的條件下，材料開(kāi)裂的臨界應(yīng)變值隨著溫度的增加而緩慢增大。溫度相同的條件下，材料開(kāi)裂的臨界應(yīng)變值隨著應(yīng)變速率的成倍數(shù)減小而大幅度增大。

表2 TiAl合金不同溫度及應(yīng)變速率下的臨界應(yīng)變值

圖5 TiAl合金臨界變形量與溫度及應(yīng)變速率關(guān)系

2.3 TiAl合金熱變形激活能Q

為計(jì)算TiAl合金熱變形激活能，選擇適用于TiAl合金的不同溫度及應(yīng)變速率的熱變形本構(gòu)Arrhenius方程[17]：

由式(1)可得

將TiAl合金在應(yīng)變?yōu)?.1時(shí)的實(shí)驗(yàn)值分別作圖和，則兩圖的斜率分別表示n和b，如圖6所示。從圖6中可看出，和均呈現(xiàn)良好的線性關(guān)系，說(shuō)明雙曲正弦Arrhenius本構(gòu)模型適于描述TiAl合金熱變形的真實(shí)應(yīng)力?應(yīng)變關(guān)系。同樣分別取圖中擬合直線斜率的平均值，得到n=2.91、b=14.36，于是TiAl合金熱變形激活能Q為347.74 kJ/mol。

2.4 TiAl合金臨界損傷模型建立

CHAN等[18]提出TiAl合金的塑性變形和斷裂機(jī)制為加載速率、溫度和環(huán)境的函數(shù)?？紤]到TiAl合金熱變形應(yīng)變值是變形溫度和應(yīng)變速率的函數(shù)，本研究引入溫度補(bǔ)償應(yīng)變速率因子(Zener?Hollomon因子)：

利用式(5)構(gòu)建臨界應(yīng)變值與ln的關(guān)系：

從擬合結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，TiAl合金損傷開(kāi)裂的臨界應(yīng)變與ln Z之間的相關(guān)性系數(shù)R為0.859，說(shuō)明TiAl合金開(kāi)裂時(shí)的臨界應(yīng)變值與Zener?Hollomon因子呈良好的線性關(guān)系。此外，由式(6)可知，當(dāng)確定某變形溫度和應(yīng)變速率后，即可獲得TiAl合金在此條件下發(fā)生損傷開(kāi)裂的臨界應(yīng)變值，從而建立TiAl合金高溫變形過(guò)程臨界損傷模型，如圖7所示，從圖7中可以看出，Ⅰ區(qū)域?yàn)榘踩珔^(qū)，Ⅱ?yàn)槠茐膮^(qū)。

為驗(yàn)證TiAl合金臨界損傷模型的準(zhǔn)確性，選取在(1100 ℃, 0.001 s?1, 0.6)和(1100 ℃, 0.1 s?1,0.6)的條件通過(guò)式(6)進(jìn)行計(jì)算，結(jié)果發(fā)現(xiàn)試樣在0.001 s?1條件下處于安全區(qū)，在0.1 s?1條件下處于破壞區(qū)，該預(yù)測(cè)結(jié)果與熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)結(jié)果相吻合(見(jiàn)圖7)。此外，分別在(1020 ℃, 0.5 s?1), (1020 ℃, 0.1 s?1), (970 ℃, 0.5 s?1)，(970 ℃, 0.1 s?1)條件下(即實(shí)驗(yàn)條件以為)對(duì)試樣進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，根據(jù)所建立的臨界損傷模型獲得的臨界應(yīng)變預(yù)測(cè)值與試驗(yàn)獲得的臨界應(yīng)變真實(shí)值進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果如圖8所示。由圖8中可以發(fā)現(xiàn)，在(1020℃, 0.5 s?1)和(1020℃, 0.1 s?1)時(shí)，預(yù)測(cè)的臨界應(yīng)變值(f)分別為0.43和0.455，試驗(yàn)測(cè)得的臨界應(yīng)變值為0.375和0.475，誤差分別為12%和4.2%。在(970℃, 0.5 s?1)和(970℃, 0.1 s?1)時(shí)，預(yù)測(cè)的臨界應(yīng)變值分別為0.28和0.48，試驗(yàn)測(cè)得的臨界應(yīng)變值為0.3和0.475，誤差分別為6.67%和1.0%，總相對(duì)誤差小于10%。因此，本研究所建立的TiAl合金高溫變形過(guò)程損傷開(kāi)裂臨界模型的預(yù)測(cè)結(jié)果與真實(shí)試驗(yàn)結(jié)果吻合良好，具有較理想的預(yù)測(cè)能力及實(shí)際的工程應(yīng)用價(jià)值。

圖8 臨界應(yīng)變值的預(yù)測(cè)值與試驗(yàn)值對(duì)比

3 結(jié)論

1) TiAl合金在低溫(＜1000 ℃)、高應(yīng)變速率 (＞0.1 s?1)的熱壓縮條件下，變形過(guò)程中產(chǎn)生大量剪切帶，呈現(xiàn)出沿45°剪切開(kāi)裂，開(kāi)裂方式以沿晶斷裂為主。在溫度較高(＞1000℃)、應(yīng)變速率較低(＜0.1 s?1)時(shí)，合金塑性增加，發(fā)生縱向自由表面開(kāi)裂，當(dāng)變形量增大時(shí)，不僅產(chǎn)生縱向自由表面開(kāi)裂，而且產(chǎn)生橫向開(kāi)裂，開(kāi)裂形式為穿晶斷裂與晶間斷裂的混合斷裂。

[1] 林均品, 陳國(guó)良. TiAl基金屬間化合物的發(fā)展[J]. 中國(guó)材料進(jìn)展, 2009, 28(1): 31?37. LIN Jun-pin, CHEN Guo-liang. Development of TiAl intermetallic based compound[J]. Materials China, 2009, 28(1): 31?37.

[2] 張俊紅, 黃伯云, 賀躍輝, 周科朝, 唐建成. TiAl基合金板材制備技術(shù)的發(fā)展現(xiàn)狀[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2002, 16(2): 16?18. ZHANG Jun-hong, HUANG Bai-yun, HE Yue-hui, ZHOU Ke-chao, TANG Jian-chengDevelopment of technologies for manufacturing TiAl based alloy sheets[J]. Materials Review, 2002, 16(2): 16?18.

[3] 蔡建明, 弭光寶, 高 帆, 黃 浩, 曹京霞, 黃 旭, 曹春曉. 航空發(fā)動(dòng)機(jī)用先進(jìn)高溫鈦合金材料技術(shù)研究與發(fā)展[J]. 材料工程, 2016, 44(8): 1?10. CAI Jian-ming, MI Guang-bao, GAO Fan, HUANG Hao, CAO Jing-xia, HUANG Xu, CAO Chun-xiao. Research and development of some advanced high temperature titanium alloys for aero-engine[J]. Journal of Materials Engineering, 2016, 44(8): 1?10.

[4] 寇宏超, 程 亮, 唐 斌, 宋 霖, 李金山. 高溫TiAl合金熱成型技術(shù)研究進(jìn)展[J]. 航空制造技術(shù), 2016, 21(24): 24?31. KOU Hong-chao, CHENG Liang, TANG Bin, SONG Lin, LI Jin-shan. Progress on hot-forming techniques of high temperature TiAl alloys[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2016, 21(24): 24?31.

[5] 張 偉, 劉 詠, 黃勁松, 劉 彬, 賀躍輝. 高鈮高溫合金的研究現(xiàn)狀與展望[J]. 中國(guó)材料進(jìn)展, 2007, 26(8): 1?6.ZHANG Wei, LIU Yong, HUANG Jin-song, LIU Bin, HE Yue-hui. Research progress and prospects for refractory TiAl alloy with high Nb content[J]. Materials China, 2007, 26(8): 1?6.

[6] 于 龍, 宋西平, 張 敏, 焦?jié)奢x, 于惠臣. 高鈮合金的高溫?cái)嗔秧g性[J]. 工程科學(xué)學(xué)報(bào), 2016, 28(3): 379?384. YU Long, SONG Xi-ping, ZHANG Min, JIAO Ze-hui, YU Hui-chen. High-temperature fracture toughness of high Nb-containing TiAl alloys[J]. Chinese Journal of Engineering, 2016, 28(3): 379?384.

[7] 彭大暑. 金屬塑性加工原理[M]. 長(zhǎng)沙: 中南大學(xué)出版社, 2014: 143?150. PENG Da-shu. Principle of plastic deformation in metals processing[M]. Changsha: Central SouthPress, 2014: 143?150.

[8] 孔凡濤, 崔 寧, 陳玉勇, 熊寧寧. Ti-43Al-9V-Y合金高溫變形行為研究[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2013, 11(49): 1363?1368. KONG Fan-tao, CUI Ning, CHEN Yu-yong, XIONG Ning-ning. The hot deformation behavior of Ti-43Al-9V-Y alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2013, 11(49): 1363?1368.

[9] 陳玉勇, 張樹(shù)志, 孔凡濤, 劉祖巖, 林均品. 新型-TiAl合金研究進(jìn)展[J]. 稀有金屬, 2012, 36(1): 154?160. CHEN Yu-yong, ZHANG Shu-zhi, KONG Fan-tao, LIU Zu-yan, LIN Jun-pin. Progress in-solidifying-TiAl based alloys[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2012, 36(1): 154?160.

[10] 陳玉勇, 楊 非, 孔凡濤, 肖樹(shù)龍. TiAl合金的熱加工組織和性能[J]. 中國(guó)材料進(jìn)展, 2010, 29(3): 12?18. CHEN Yu-yong, YANG Fei, KONG Fan-tao, XIAO Shu-long. Processing microstructure and properties of Ti-43Al-9V-0.3Y alloy[J]. Materials China, 2010, 29(3): 12?18.

[11] 林有智, 傅高升, 曹 睿, 陳劍虹, 胡大為.-TiAl基合金壓縮損傷與斷裂行為的研究[J]. 稀有金屬, 2014, 38(2): 334?340. LIN You-zhi, FU Gao-sheng, CAO Rui, CHEN Jian-hong, HU Da-wei. Compression damage and fracture behaviors of-TiAl based alloys[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2014, 38(2): 334?340.

[12] 楊 川, 劉小濤, 司家勇. 粉末冶金高溫合金FGH96的熱加工圖及熱壓縮變形過(guò)程的開(kāi)裂行為[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2015, 25(10): 2707?2719. YANG Chuan, LIU Xiao-tao, SI Jia-yong. Processing map and cracking behavior of powder metallurgy superalloy FGH96 during hot compression[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(10): 2707?2719.

[13] ALEXANDROV S, WANG P T, ROADMAN R E. A fracture criterion of aluminum alloys in hot metal forming[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2005, 160: 257?265.

[14] XIN Jing-jing, ZHANG Lai-qi, GE Geng-wu, LIN Jun-pin. Characterization of microstructure evolution in-TiAl alloy containing high content of Niobium using constitutive equation and power dissipation map[J]. Materials & Design, 2016, 107: 406?415.

[15] JIANG Hai-tao, ZENG Shang-wu, ZHAO Ai-min, DING Xiao-nan, DONG Peng. Hot deformation behavior ofphase containing-TiAl alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 661: 160?167.

[16] LI Jiang-bo, LIU Yong, LIU Bin, WANG Yang, CAO Peng, ZHOU Can-xu, XIANG Chun-jie, HE Yue-hui. High temperature deformation behavior of near-phase high Nb-containing TiAl alloy[J]. Intermetallics, 2014, 52: 49?56.

[17] ZENER C, HOLLOMON J H. Effect of strain rate upon plastic flow of steel[J]. Journal of Applied Physiology, 2014, 15(1): 22?32.

[18] CHAN K S, KIM Y M Influence of microstructure on crack-trip micromechanics and fracture behaviors of a two-phase TiAl alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1992, 23(6): 1663?1669.

Development of critical damage model of TiAl alloy during hot deformation

CAO Zhuo-han1, SUN Yu1, WAN Zhi-peng1, REN Li-li2, HU Lian-xi1

(1. National Key Laboratory for Precision Processing of Metals, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China; 2. China Nuclear Industry 23 Construction Co., Ltd, Beijing 101300, China)

The hot deformation behaviors of Ti-47Al-2Nb-2Cr (mole fraction, %) alloys were studied by Gleeble?1500D at the temperature range of 950?1150 ℃ and strain rate of 0.001?1 s?1. By true stress?strain curve analysis, fracture thermomechanical simulator appearance analysis, the results indicate that shear cracking along the direction of 45° with respect to the compression axis occurs at lower temperature (＜1000 ℃) and higher strain rate (＞0.1 s?1), then it is attributed free surface cracking along longitude with increasing deformation temperature and decreasing strain rate. The critical strain is obtained by bisection method at various temperature and strain rates. The Zener?Hollomon parameter, which considers the effect of temperatures and strain rate, is employed to establish the correlation among critical strain and hot processing parameters in the present investigation. Finally, a fracture criterion of Ti-47Al-2Nb-2Cr alloy during hot deformation is successfully developed and verified by experiment.

TiAl alloy; hot deformation behavior; critical damage

Project(51405110) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project (2014M551234) supported by China Postdoctoral Science Foundation, China; Project (20132302120002) supported by the National Research Foundation for the Doctoral Program of Higher Education of China; Project(LBH-Z14096) supported by Heilongjiang Province Postdoctoral Science Foundation, China

2017-02-15;

2017-05-28

SUN Yu; Tel: +86-13613603223; E-mail: yusun@hit.edu.cn

1004-0609(2018)-04-0670-07

TG146.2

A

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.04.04

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51405110)；中國(guó)博士后科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2014M551234)；高等學(xué)校博士學(xué)科點(diǎn)專項(xiàng)科研基金資助項(xiàng)目(20132302120002)；黑龍江省博士后基金資助項(xiàng)目(LBH-Z14096)

2017-02-15；

2017-05-28

孫 宇，副教授，博士；電話：13613603223；E-mail: yusun@hit.edu.cn

(編輯 王 超)