姚 凱，閔小華

(大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116024)

體心立方(BCC)結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)β型鈦合金具有塑性變形多樣性，比如應(yīng)力誘發(fā)α′/α″馬氏體和ω相變、應(yīng)力誘發(fā){332}〈113〉和{112}〈111〉孿生以及位錯(cuò)滑移，為較大范圍內(nèi)調(diào)控合金的強(qiáng)塑性提供可能[1-3]。變形方式依賴于β相穩(wěn)定性，具有低β相穩(wěn)定性的合金主要通過應(yīng)力誘發(fā)α″馬氏體和{332}〈113〉孿生變形，具有顯著的應(yīng)變硬化效應(yīng)，稱為相變誘發(fā)塑性(transformation induced plasticity，TRIP)和孿生誘發(fā)塑性(twinning-induced plasticity，TWIP)效應(yīng)[4-5]。近年來，國內(nèi)外學(xué)者通過d-電子合金設(shè)計(jì)理論和Mo當(dāng)量等經(jīng)驗(yàn)參數(shù)開發(fā)出諸多具有TRIP/TWIP效應(yīng)的亞穩(wěn)β型鈦合金[6-10]。此外，時(shí)效過程中析出的ω和α相會(huì)導(dǎo)致合金元素的重新分布，引起變形方式的改變[11-12]。上述研究主要集中在室溫及低應(yīng)變速率(10-4s-1或10-3s-1)下，然而該類合金在服役過程中可能遭受高溫及高應(yīng)變速率，其在復(fù)雜變形條件下的變形行為依然缺乏系統(tǒng)的認(rèn)識(shí)。近年來，人們?cè)谧冃螠囟葘?duì)亞穩(wěn)β型合金變形方式和力學(xué)性能影響方面開展了一些研究工作。Zhan等[13]發(fā)現(xiàn)，隨變形溫度由293 K升高至873 K，Ti-25Nb-3Zr-2Sn合金的屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)，而其抗拉強(qiáng)度和加工硬化率單調(diào)降低。Yao等[14]發(fā)現(xiàn)，Ti-15Mo合金的屈服強(qiáng)度在298～673 K拉伸時(shí)基本保持不變，這不同于一般金屬材料的屈服強(qiáng)度隨變形溫度的升高而逐漸降低的規(guī)律；而其均勻伸長率和加工硬化率均隨變形溫度的升高而降低。變形溫度的升高導(dǎo)致ω相析出，使得β相穩(wěn)定性升高，引起變形方式由{332}〈113〉孿生轉(zhuǎn)變?yōu)槲诲e(cuò)滑移。這一方面補(bǔ)償了由于溫度升高導(dǎo)致的屈服強(qiáng)度的降低，另一方面，{332}〈113〉孿生的抑制減弱了動(dòng)態(tài)Hall-Petch效應(yīng)，導(dǎo)致加工硬化率的降低。因此，不同于變形溫度對(duì)金屬材料力學(xué)性能的影響只取決于位錯(cuò)熱激活行為，變形溫度對(duì)具有多變形方式的β型鈦合金力學(xué)性能的影響還依賴于變形方式的轉(zhuǎn)變。同樣地，國內(nèi)外的一些研究者調(diào)查了應(yīng)變速率對(duì)變形方式和力學(xué)性能的影響。陳威等[15]發(fā)現(xiàn)，Ti-10V-2Fe-3Al合金中誘發(fā)α″馬氏體相變的門檻應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加逐漸增大。Ji等[16]發(fā)現(xiàn)，Ti-10Mo-1Fe合金的屈服強(qiáng)度隨應(yīng)變速率的增加逐漸升高，而其抗拉強(qiáng)度、均勻伸長率及加工硬化率均逐漸降低，呈現(xiàn)出負(fù)的應(yīng)變速率敏感性。高應(yīng)變速率下絕熱效應(yīng)引起的溫度升高使得β相穩(wěn)定性升高，抑制{332}〈113〉孿晶的產(chǎn)生。然而，Zhan等[17]發(fā)現(xiàn)，Ti-25Nb-3Zr-3Mo-Sn合金在10-3～103s-1應(yīng)變速率范圍內(nèi)均通過{332}〈113〉孿生變形，其力學(xué)性能未發(fā)生明顯變化。在Ti-10V-3Fe-3Al-0.27O合金中，Ahmed等[18]發(fā)現(xiàn)，隨應(yīng)變速率增加，其由應(yīng)力誘發(fā)α″馬氏體相變轉(zhuǎn)變?yōu)閧332}〈113〉孿生，使得合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均逐漸升高，而均勻伸長率降低。Zhao等[19]提出多尺度位錯(cuò)模型，從理論上預(yù)測(cè)TWIP效應(yīng)鈦合金流變應(yīng)力的應(yīng)變速率依賴性，并指出相穩(wěn)定性對(duì)孿生動(dòng)力學(xué)的影響規(guī)律。由此可見，應(yīng)變速率對(duì)具有TWIP效應(yīng)的β型鈦合金力學(xué)性能的影響也主要取決于變形方式的轉(zhuǎn)變。

可見，變形溫度和應(yīng)變速率均影響β型鈦合金的力學(xué)性能，并且其影響不同于一般金屬材料只取決于位錯(cuò)熱激活行為，其影響均關(guān)聯(lián)塑性變形過程中變形方式的變化。此外，變形溫度和應(yīng)變速率耦合作用對(duì)其力學(xué)性能的影響規(guī)律尚不明確，在一定程度上限制了β型鈦合金在復(fù)雜服役環(huán)境下的應(yīng)用。本工作采用TEM，EBSD，SEM，XRD，OM等方法研究變形溫度和應(yīng)變速率耦合作用對(duì){332}〈113〉孿生誘發(fā)塑性效應(yīng)Ti-15Mo合金力學(xué)性能的影響。探討變形溫度和應(yīng)變速率耦合作用對(duì)該合金力學(xué)性能的影響規(guī)律，并通過構(gòu)建流變應(yīng)力模型進(jìn)一步探討上述因素耦合作用對(duì)變形組織以及應(yīng)變硬化行為的影響機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料制備

利用冷坩堝懸浮熔煉制備Ti-15Mo合金鑄錠1.0 kg。將其在1273 K下均勻化處理60 min，并在此溫度下熱鍛成尺寸為90 mm(l)×40 mm(w)×40 mm(t)的塊體。在1173 K下，將上述塊體進(jìn)行多道次孔型軋制成橫截面為200 mm2的棒材后空冷[14]。從棒材上切取長度為60 mm的長棒，在1173 K下固溶處理(solution treatment，ST)60 min，水冷。棒材的軋制方向定義為RD(rolling direction)，軋制最后一道的主應(yīng)力方向定義為ND(normal direction)，同時(shí)垂直于RD和ND方向定義為TD(transverse direction)。此外，將上述ST后的Ti-15Mo合金于573 K下保溫10 min后水冷，定義為STA試樣。

1.2 力學(xué)性能測(cè)試

將ST試樣加工成總長度為60 mm的狗骨頭狀拉伸試樣，平行段長度和直徑分別為16 mm和3.5 mm。利用Instron5581型拉伸試驗(yàn)機(jī)，在298 K和573 K下進(jìn)行拉伸速度分別為0.5，5，50，500 mm/min的單軸拉伸實(shí)驗(yàn)(對(duì)應(yīng)的應(yīng)變速率分別為5.21×10-4，5.21×10-3，5.21×10-2，5.21×10-1s-1)。573K下的拉伸實(shí)驗(yàn)具體操作如下：將爐溫設(shè)定為573 K，待其達(dá)到實(shí)驗(yàn)溫度后迅速將拉伸試樣置于爐中；待爐溫重新升至573 K(時(shí)間約為8 min)后開始拉伸實(shí)驗(yàn)。

1.3 變形組織表征

使用線切割從拉斷試樣中距斷口12 mm處切取試樣，并鑲嵌在膠木粉中。利用金剛石拋光液以及SiO2和H2O2混合液拋光成鏡面。隨后在由H2O，HNO3和HF組成的腐蝕液中腐蝕1 min。采用VHX-600型光學(xué)顯微鏡(OM)對(duì)變形組織進(jìn)行觀察，利用Image-J圖像分析軟件對(duì)采集得到的金相照片進(jìn)行處理，計(jì)算得到孿晶面積分?jǐn)?shù)；利用配備有取向分析系統(tǒng)(HKL)的場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(FESEM)進(jìn)行背散射電子衍射(EBSD)分析，掃描步長為1.5 μm；利用FESEM對(duì)各變形溫度和應(yīng)變速率下的拉伸斷口進(jìn)行觀察，并基于線截法統(tǒng)計(jì)韌窩直徑；利用Rigaku TTR Ⅲ型X射線衍射儀對(duì)試樣進(jìn)行XRD分析，所用靶材為Cu靶，管電壓和管電流分別為40 kV和150 mA，掃描角度為30°～130°，掃描速度和步長分別為1 (°)/min和0.01°；依據(jù)修正的瓦倫-艾弗巴赫法[16]計(jì)算得到位錯(cuò)密度。將ST和STA試樣打磨至厚度為50 μm后，利用沖壓器制備直徑為φ3 mm的圓片。隨后在CH3OH，CH3(CH2)3OH和HClO4組成的混合溶液中進(jìn)行電解雙噴，制備透射電鏡(TEM)試樣，利用Tecnai G2 20S型透射電鏡觀察各試樣的衍射斑點(diǎn)以及明/暗場(chǎng)像。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 拉伸力學(xué)性能

圖1為Ti-15Mo合金在298 K和573 K下經(jīng)不同應(yīng)變速率拉伸后的拉伸曲線。基于此得到了屈服強(qiáng)度(YS)、抗拉強(qiáng)度(TS)、均勻伸長率(uEL)、總伸長率(tEL)和斷面收縮率(RA)，如表1所示。同一應(yīng)變速率下，合金的屈服強(qiáng)度在上述變形溫度下變化不大，抗拉強(qiáng)度在573 K下相較于298 K下均明顯減小，均勻伸長率、總伸長率以及斷面收縮率均隨變形溫度的升高而減小(圖1(a-1)，(a-2))。在298 K下，隨應(yīng)變速率由5.21×10-4s-1增加到5.21×10-1s-1，屈服強(qiáng)度由438 MPa增加到458 MPa；而抗拉強(qiáng)度由703 MPa減小到660 MPa；均勻伸長率、總伸長率、斷面收縮率和加工硬化率(work hardening rate, WHR)均逐漸減小(圖1(a-1)，(b-1))。而573 K下，隨應(yīng)變速率的增加，屈服強(qiáng)度由430 MPa增加到464 MPa；抗拉強(qiáng)度由587 MPa減小到570 MPa；均勻伸長率、總伸長率、斷面收縮率和加工硬化率較室溫減小幅度更小(圖1(a-2)，(b-2))。由此可見相較于298 K，應(yīng)變速率在573 K下對(duì)Ti-15Mo合金的屈服強(qiáng)度具有更大的作用，然而對(duì)其應(yīng)變硬化行為影響較小。

圖1 Ti-15Mo合金在298 K(1)和573 K(2)不同應(yīng)變速率下的拉伸曲線

表1 298 K和573 K下Ti-15Mo合金在不同應(yīng)變速率下的YS，TS，uEL，tEL和RA

2.2 變形組織觀察

圖2為Ti-15Mo合金在573 K下于5.21×10-4s-1和5.21×10-1s-1應(yīng)變速率拉伸后縱截面變形組織的OM圖。不同應(yīng)變速率下均有大量板條狀組織產(chǎn)生，并且近斷口區(qū)域晶粒被明顯拉長。此外，板條狀組織數(shù)量隨遠(yuǎn)離斷口逐漸減少。相較于低應(yīng)變速率，高應(yīng)變速率下有更多的板條狀組織產(chǎn)生。對(duì)該合金在298 K和573 K下經(jīng)不同應(yīng)變速率拉伸后，距離斷口8 mm處的變形組織做進(jìn)一步觀察，如圖3所示。298 K下，不同應(yīng)變速率變形后均觀察到大量的板條狀組織，交割成網(wǎng)狀(圖3(a-1)～(d-1))。低應(yīng)變速率下，其交割明顯，表明產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性變形(圖3(a-1)，(b-1))；隨應(yīng)變速率的增加，交割程度逐漸減弱(圖3(c-1)，(d-1))。相較于298 K，573 K下變形后板條狀組織數(shù)量明顯減少(圖3(a-2)～(d-2))；隨應(yīng)變速率的增加，板條狀組織的數(shù)量卻有一定程度增加。

圖2 Ti-15Mo合金在573 K下于5.21×10-4 s-1(a)和5.21×10-1 s-1(b)應(yīng)變速率拉伸后縱截面變形組織OM圖

圖3 Ti-15Mo合金在298 K(1)和573 K(2)下于不同應(yīng)變速率拉伸變形后變形組織OM圖

圖4 Ti-15Mo合金在573 K下于5.21×10-4 s-1應(yīng)變速率拉伸后變形組織EBSD圖

圖5為Ti-15Mo合金在298 K和573 K下于不同應(yīng)變速率拉伸后的變形組織。基于修正的瓦倫-艾弗巴赫法得到的位錯(cuò)密度如圖5(a)所示。在298 K和573 K下，位錯(cuò)密度隨應(yīng)變速率的增加分別由13×1014m-2和4.8×1014m-2減小到8.8×1014m-2和3.5×1014m-2。統(tǒng)計(jì)得到的{332}〈113〉孿晶的面積分?jǐn)?shù)如圖5(b)所示。在298 K下，孿晶面積分?jǐn)?shù)隨應(yīng)變速率的增加由71%減小到55%；而在573 K下，其由30%增加到33%。由此可見，298 K下應(yīng)變速率的增加會(huì)顯著抑制Ti-15Mo合金中變形組織，即{332}〈113〉孿晶和位錯(cuò)的產(chǎn)生，然而變形溫度(573 K)和應(yīng)變速率耦合作用對(duì)變形組織的影響較小。

圖5 Ti-15Mo合金在298 K和573 K下于不同應(yīng)變速率拉伸后的變形組織 (a)位錯(cuò)密度；(b){332}〈113〉孿晶面積分?jǐn)?shù)

3 分析討論

3.1 變形溫度和應(yīng)變速率耦合作用對(duì)屈服強(qiáng)度的影響

傳統(tǒng)金屬材料的屈服強(qiáng)度隨變形溫度的降低與應(yīng)變速率的增加而逐漸增大，并且BCC結(jié)構(gòu)金屬的屈服強(qiáng)度對(duì)變形溫度和應(yīng)變速率更為敏感[20-21]。然而，具有TWIP效應(yīng)的Ti-15Mo合金的屈服強(qiáng)度在298 K下和573 K下表現(xiàn)出相似的屈服強(qiáng)度。圖6為Ti-15Mo合金的TEM圖。如圖6(b-1)，(b-2)所示，合金在573 K時(shí)效10 min后相較于ST試樣，ω相明顯增多，表明產(chǎn)生了等溫ω相。這些貧Mo等溫ω相的析出使其變形方式由{332}〈113〉孿生和位錯(cuò)滑移共同組成[14]，位錯(cuò)滑移更高的臨界分切應(yīng)力(critical resolution shear stress, CRSS)補(bǔ)償了溫度升高導(dǎo)致的屈服強(qiáng)度的下降，從而使其表現(xiàn)出不同于一般BCC結(jié)構(gòu)金屬屈服強(qiáng)度的溫度依賴性。此外，前期研究表明[14]，在573 K下時(shí)效10 min內(nèi)，Ti-15Mo合金的硬度快速增加，而隨著時(shí)間的進(jìn)一步延長，其基本不變，表明時(shí)效ω相的數(shù)量在10 min內(nèi)顯著增加。將拉伸試樣置于爐子中到重新升高至測(cè)試溫度的8 min導(dǎo)致ω相快速析出。此外，計(jì)算得到的絕熱效應(yīng)引起的溫度升高值在5.21×10-1s-1下也僅為50 K，對(duì)ω相的析出行為影響微弱。因此，認(rèn)為高/低應(yīng)變速率下拉伸ω相的數(shù)量和尺寸基本相同。圖7(a)為相較于5.21×10-4s-1下，Ti-15Mo合金在更高應(yīng)變速率下變形屈服強(qiáng)度的增加值。隨應(yīng)變速率的增加(5.21×10-3,5.21×10-2,5.21×10-1s-1)，298 K下屈服強(qiáng)度的增加值分別為4，12，20 MPa；而在573 K下，其增加值分別為14，19，26 MPa。由此可見，相較于298 K，應(yīng)變速率在573 K下對(duì)屈服強(qiáng)度的影響更高，這與屈服過程中位錯(cuò)熱激活行為密切相關(guān)。

圖6 Ti-15Mo合金的TEM圖

依據(jù)位錯(cuò)熱激活理論，金屬材料的屈服強(qiáng)度由σ0和σs兩部分組成，其中σ0代表由固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化等組成的非熱激活部分的貢獻(xiàn)，而σs則代表依賴于變形溫度和應(yīng)變速率的熱激活部分的貢獻(xiàn)，本工作可用應(yīng)變速率強(qiáng)化值表示。靜態(tài)拉伸時(shí)，由于位錯(cuò)可以完全在熱激活作用下克服局部障礙，可認(rèn)為與變形溫度和應(yīng)變速率無關(guān)，所以σs忽略不計(jì)。本工作假設(shè)將298 K下、應(yīng)變速率為5.21×10-4s-1拉伸得到的屈服強(qiáng)度作為σ0，σs則顯著依賴于變形溫度和應(yīng)變速率，如式(1)所示[21]。

(1)

(2)

ΔV=MkBT/m

(3)

其中屈服點(diǎn)處的m可由式(4)求得：

(4)

式中σys為各應(yīng)變速率下的屈服強(qiáng)度。

依據(jù)298 K于不同應(yīng)變速率下的屈服強(qiáng)度，計(jì)算得到m為2.9 MPa，ΔV為260b3(b=2.54×10-10m，為位錯(cuò)柏氏矢量)，其小于一般BCC結(jié)構(gòu)金屬的ΔV(10b3～100b3)。依據(jù)式(1)，計(jì)算得到298 K和573 K下合金在各應(yīng)變速率拉伸時(shí)的σs，從而計(jì)算得到理論屈服強(qiáng)度，如圖7(b)所示。在298 K下，5.21×10-4,5.21×10-3,5.21×10-2,5.21×10-1s-1應(yīng)變速率下的理論屈服強(qiáng)度分別為438，444，451 MPa和458 MPa；而在573K下，理論屈服強(qiáng)度分別為430，443，455 MPa和470 MPa，上述理論值與實(shí)驗(yàn)值基本一致。由式(1)可知，位錯(cuò)熱振動(dòng)頻率隨變形溫度的升高而增大，即依靠位錯(cuò)熱激活運(yùn)動(dòng)越過局部障礙物的能力增強(qiáng)，則573 K下位錯(cuò)熱激活作用對(duì)屈服強(qiáng)度的影響更為顯著。因此，隨應(yīng)變速率的增大，573 K下屈服強(qiáng)度的增加值高于298 K。綜上所述，Ti-15Mo合金的屈服強(qiáng)度在298 K和573 K下依賴于位錯(cuò)的熱激活過程，而573 K下更加顯著的位錯(cuò)熱激活作用使得屈服強(qiáng)度表現(xiàn)出更大的應(yīng)變速率依賴性。

圖7 相對(duì)于5.21×10-4 s-1, Ti-15Mo合金在298 K和573 K下更高應(yīng)變速率變形屈服強(qiáng)度的增加值(a),實(shí)驗(yàn)和理論屈服強(qiáng)度(b)

3.2 變形溫度和應(yīng)變速率耦合作用對(duì)應(yīng)變硬化行為的影響

隨應(yīng)變的增加，Ti-15Mo合金在變形溫度(573 K)和應(yīng)變速率耦合作用下呈現(xiàn)出較低的應(yīng)變速率敏感性。在573 K下高應(yīng)變速率拉伸后有更多的{332}〈113〉孿晶形成，這與298 K下明顯不同(圖3)。因此變形組織演變決定了不同的力學(xué)行為響應(yīng)。

位錯(cuò)一般產(chǎn)生于具有較大應(yīng)力集中的位錯(cuò)纏結(jié)以及晶界/孿晶界處，同時(shí)其演變過程依賴于位錯(cuò)回復(fù)過程。塑性變形過程中位錯(cuò)密度(ρd)見式(5)[19,22]。

(5)

式中：ε為塑性應(yīng)變；ft為孿晶面積分?jǐn)?shù)；k為位錯(cuò)存儲(chǔ)系數(shù)；d為原始晶粒尺寸(102 μm)；n和n0分別為塞積在晶界/孿晶界處的實(shí)際和最大位錯(cuò)數(shù)；fDRC為位錯(cuò)回復(fù)因子。n的演變可用式(6)表示[19,23]。

(6)

式中：εd為位錯(cuò)滑移產(chǎn)生的塑性應(yīng)變；λ為滑移線間的平均間距(150 nm)[19]。由于{332}〈113〉孿晶的形成機(jī)制尚不清楚，無確切的模型來描述塑性變形過程中孿晶面積分?jǐn)?shù)的演變，本研究借助馬氏體形核模型[23]，并依據(jù){332}〈113〉孿晶具有的較小的CRSS來對(duì)其進(jìn)行修正[24]，如式(7)所示。

ft=fm{1-cexp[-β(ε-ε0)]}m

(7)

式中：fm為最大孿晶面積分?jǐn)?shù)；c為優(yōu)化因子；β為孿生動(dòng)力學(xué)參數(shù)；ε0為產(chǎn)生孿晶的臨界應(yīng)變；m為常數(shù)(1.1)。進(jìn)而可以得到位錯(cuò)平均自由行程(Λ)，如式(8)所示。

(8)

式中t為孿晶厚度。

此外，對(duì)式(7)進(jìn)行微分可以得到孿生速率，如式(9)所示。

{1-exp[-β(ε-ε0)]}(m-1)

(9)

圖8為Ti-15Mo合金在573 K下，于5.21×10-4s-1和5.21×10-1s-1拉伸時(shí)理論變形組織的演變。塑性變形早期，高應(yīng)變速率下需要產(chǎn)生更多位錯(cuò)來協(xié)調(diào)塑性變形(圖8(a))，因此相較于低應(yīng)變速率(k=0.030)表現(xiàn)出更高的k值(0.032)。高應(yīng)變速率下產(chǎn)生的更多位錯(cuò)誘發(fā)更大的局部應(yīng)力集中，從而促進(jìn){332}〈113〉孿晶的形成。此外，在573 K下應(yīng)變速率增加導(dǎo)致的屈服強(qiáng)度增加值高于298 K(圖7(a))，這更容易達(dá)到{332}〈113〉孿生的CRSS,從而進(jìn)一步促進(jìn)孿晶的形成。相較于低應(yīng)變速率(β=8，c=0.80)，高應(yīng)變速率下具有更大的β值(12)和更小的c值(0.70)，從而使其具有更高的{332}〈113〉孿生速率(圖8(b))和更大的孿晶面積分?jǐn)?shù)(圖8(c))。塑性變形早期產(chǎn)生的更多孿晶會(huì)抑制后續(xù)孿生的形成，從而導(dǎo)致更小的孿生速率。此外，相較于低應(yīng)變速率下fDRC=5.10，高應(yīng)變速率下絕熱效應(yīng)引起的溫度升高會(huì)引起fDRC增大到6.70，使得位錯(cuò)密度顯著降低、應(yīng)力集中減小，從而進(jìn)一步降低孿生速率。低應(yīng)變速率下更大的孿生速率使得高/低應(yīng)變速率下的ft不斷接近，但是塑性變形早期，高應(yīng)變速率產(chǎn)生的更多孿晶依然使得該條件下具有更大的孿晶面積分?jǐn)?shù)(圖8(c))。低應(yīng)變速率下更多位錯(cuò)的產(chǎn)生以及孿晶面積分?jǐn)?shù)差值的減小使得位錯(cuò)平均自由行程的差值也逐漸縮小(圖8(d))。

圖8 Ti-15Mo合金在573 K下不同應(yīng)變速率的拉伸變形組織

基于變形組織演變，可以進(jìn)一步得到流變應(yīng)力的演變情況。對(duì)于具有TWIP效應(yīng)的β型鈦合金來說，其流變應(yīng)力由σ0、應(yīng)變速率強(qiáng)化(σs)、位錯(cuò)強(qiáng)化(σd)和孿晶界引起的背應(yīng)力強(qiáng)化(σt)四部分組成，如式(10)所示。

σ=σ0+σs+σd+σt

(10)

σ0由晶格阻力、固溶原子引起的固溶強(qiáng)化，晶粒細(xì)化以及ω相引起的彌散強(qiáng)化組成，如式(11)所示[25]。

(11)

式中：τCRSS為純Ti的晶格阻力；Xi為原子分?jǐn)?shù)；Bi為固溶原子硬化指數(shù)；ky為Hall-Petch系數(shù)(1112 MPa·μm1/2)；γ為反相疇界能(0.15 J/m2)；G為剪切模量(27 GPa);r和f分別為橢球狀ω相的短軸長度(10 mm)和體積分?jǐn)?shù)(0.7%)?；诶碚撟冃谓M織演變，σd和σt分別可以由式(12)，(13)計(jì)算得到。

(12)

(13)

式中α′為泰勒常數(shù)(0.36)。

圖9為Ti-15Mo合金在573 K、5.21×10-4s-1和5.21×10-1s-1下σ的實(shí)驗(yàn)值和理論值，以及σd和σt對(duì)σ的貢獻(xiàn)。高/低應(yīng)變速率下，理論屈服強(qiáng)度分別為440 MPa和460 MPa，與實(shí)驗(yàn)值相似。其中，低應(yīng)變速率下，σd和σt對(duì)其貢獻(xiàn)分別為90 MPa和4 MPa (圖9(a))；而高應(yīng)變速率下，σd和σt的貢獻(xiàn)分別為96 MPa和18 MPa (圖9(b))。隨應(yīng)變的增加，σd和σt對(duì)流變應(yīng)力的貢獻(xiàn)均單調(diào)增加，但是前者的貢獻(xiàn)均高于后者。573 K下，{332}〈113〉孿晶的產(chǎn)生量明顯低于298 K，導(dǎo)致孿晶界對(duì)位錯(cuò)阻礙作用較小，從而誘發(fā)較小的σt。高應(yīng)變速率下，絕熱效應(yīng)引起的位錯(cuò)密度降低使得σd的增加率小于低應(yīng)變速率。此外，高應(yīng)變速率下塑性變形早期產(chǎn)生的更多孿晶對(duì)后續(xù)孿生的抑制作用使得σt的增速減慢。然而，上述更多孿晶的形成會(huì)進(jìn)一步降低位錯(cuò)滑移不均勻分布引起的局部應(yīng)力集中，使其依然具有更高的σt，并延緩頸縮的出現(xiàn)。綜上所述，Ti-15Mo合金在573 K下，位錯(cuò)強(qiáng)化成為其主要強(qiáng)化方式，高應(yīng)變速率下產(chǎn)生的較多{332}〈113〉孿晶有效降低位錯(cuò)不均勻分布導(dǎo)致的局部應(yīng)力集中，從而延緩頸縮的出現(xiàn)，表現(xiàn)出更小的應(yīng)變速率敏感性。

圖9 Ti-15Mo合金在573 K下不同應(yīng)變速率拉伸的流變應(yīng)力模擬 (a)5.21×10-4 s-1；(b)5.21×10-1 s-1

4 結(jié)論

(1)Ti-15Mo合金的屈服強(qiáng)度在298 K和573 K下均隨應(yīng)變速率的增加逐漸升高；而相較于298 K下，應(yīng)變速率在573 K下對(duì)其抗拉強(qiáng)度、均勻伸長率及加工硬化率影響較小。

(2)在298 K和573 K下，Ti-15Mo合金的屈服強(qiáng)度均依賴于位錯(cuò)熱激活過程。573 K下，更加顯著的位錯(cuò)熱激活作用使得屈服強(qiáng)度表現(xiàn)出更大的應(yīng)變速率依賴性。

(3)與298 K下不同，Ti-15Mo合金在573 K下通過{332}〈113〉孿生和位錯(cuò)滑移耦合變形，且位錯(cuò)強(qiáng)化為其主要強(qiáng)化方式。高應(yīng)變速率下，塑性變形早期產(chǎn)生的更多孿晶雖然會(huì)抑制孿晶的進(jìn)一步產(chǎn)生、降低加工硬化率，但同時(shí)其可以有效地降低位錯(cuò)不均勻分布導(dǎo)致的局部應(yīng)力集中，延緩頸縮的發(fā)生，從而使得在573 K下隨應(yīng)變的增加呈現(xiàn)出更小的應(yīng)變速率敏感性。