劉彬，曾凡沛，盧金忠，曹遠(yuǎn)奎，劉詠，熊翔

(1.福建龍溪軸承股份有限公司，漳州363000；2.中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙410083)

納米TiB增強(qiáng)高鈮TiAl合金的熱變形行為

劉彬1,2，曾凡沛1，盧金忠1，曹遠(yuǎn)奎2，劉詠2，熊翔2

(1.福建龍溪軸承股份有限公司，漳州363000；2.中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙410083)

以Ti-45Al合金粉、Nb粉、Al粉和TiB2合金粉為原料，采用放電等離子燒結(jié)法制備含納米TiB增強(qiáng)相的Ti-45Al-7Nb-1B合金，通過熱模擬實(shí)驗(yàn)研究該合金在900～1 200℃、應(yīng)變速率為0.001～1 s?1條件下的熱變形行為，推導(dǎo)出高溫變形流變本構(gòu)方程，并建立基于動(dòng)態(tài)材料模型的熱加工圖。結(jié)果表明：含納米TiB增強(qiáng)相的Ti-45Al-7Nb-1B合金的高溫流變應(yīng)力與變形條件之間的關(guān)系可用雙曲正弦函數(shù)描述，其高溫變形激活能為497.95 kJ/mol，在高應(yīng)變速率(＞0.1 s?1)條件下變形時(shí)，材料發(fā)生失穩(wěn)變形，最佳變形參數(shù)區(qū)間為1 000~1 130℃/ 0.001~0.01 s?1。

放電等離子燒結(jié)；TiAl合金；熱變形；本構(gòu)方程；加工圖

TiAl基金屬間化合物密度小、強(qiáng)度高，并具有優(yōu)異的抗腐蝕、抗蠕變和抗氧化性能，在汽車和航空領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1?3]。TiAl合金中添加少量間隙元素B形成棒狀的TiB相，可有效細(xì)化TiAl合金的鑄造組織[4?6]。當(dāng)B元素的添加量(摩爾分?jǐn)?shù))達(dá)到0.2%時(shí)，鑄造Ti-44Al-0.2B合金的β凝固組織得到明顯細(xì)化，組織細(xì)化的主要原因是TiB相上的α/α2相優(yōu)先孕育和形核[7]。HECHT等[8]和HU等[9?10]發(fā)現(xiàn)TiB相不但可促進(jìn)形核，而且其釘扎作用能有效抑制TiAl合金中的α晶粒在后期熱處理過程中的長大，從而形成細(xì)小的近層片鑄造組織。然而，TiAl合金的本征脆性決定其塑性和屈服強(qiáng)度較低，塑性變形困難，添加脆性陶瓷相TiB后，TiAl合金的塑性變形能力進(jìn)一步降低，從而嚴(yán)重影響其應(yīng)用。放電等離子燒結(jié)(spark plasma sintering,SPS)可制備超細(xì)晶甚至納米晶材料，是提高合金變形能力，改善合金組織和性能的一種有效方法[11]。采用SPS方法制備含B的TiAl合金不但有望得到超細(xì)晶TiAl合金基體，而且有望得到超細(xì)甚至納米尺寸的TiB增強(qiáng)相，從而提高合金的塑性變形能力。針對(duì)TiAl合金的熱變形行為已有大量的研究，KIM等[12]，LI等[13]和LIU等[14]研究了鑄造TiAl合金的熱變形行為，指出鑄造TiAl合金的高溫變形由層片組織的扭折、破碎、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及位錯(cuò)滑移和攀移等機(jī)制共同作用。LIU等[15]，RAO等[16]，WANG等[17]和LI等[18]研究粉末冶金TiAl合金的熱變形行為時(shí)，發(fā)現(xiàn)粉末冶金TiAl合金由于具有組織細(xì)小、成分均勻等優(yōu)點(diǎn)，其流變應(yīng)力明顯低于鑄造TiAl合金，但由于微觀孔隙等缺陷的存在，其抵抗裂紋的能力較鑄造TiAl合金略低。目前針對(duì)陶瓷相增強(qiáng)(尤其是TiB增強(qiáng))的TiAl基復(fù)合材料的熱變形行為研究還鮮有報(bào)道。本文作者采用SPS法制備含有納米TiB增強(qiáng)相的Ti-45Al-7Nb-1B合金，研究該材料的熱變形行為。利用基于動(dòng)態(tài)材料模型(dynamic materials model,DMM)的加工圖(processing map)技術(shù)對(duì)該材料的熱變形行為進(jìn)行表征，并對(duì)其塑性變形工藝進(jìn)行優(yōu)化，研究結(jié)果對(duì)于合理制定含有增強(qiáng)相的Ti-45Al-7Nb-1B合金的變形工藝具有較好的指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)

原料粉末包括Ti-45Al預(yù)合金粉，平均粒徑38μm，氧含量為2×10?3；Nb粉，平均粒徑為6μm，球形，氧含量為2.5×10?3；TiB2合金粉，平均粒徑為8μm，不規(guī)則狀，氧含量為1.6×10?3；少量Al粉，平均粒徑為27μm，不規(guī)則狀，氧含量為2.7×10?3。采用SPS法制備含TiB增強(qiáng)相的高鈮TiAl合金，合金的名義成分為Ti-45Al-7Nb-1B(摩爾分?jǐn)?shù))。首先按合金的名義成分稱量原料粉末，經(jīng)過2 h高能球磨后于真空干燥箱內(nèi)干燥，球磨轉(zhuǎn)速為400r/min，球料質(zhì)量比為6:1，用酒精作為球磨介質(zhì)。將球磨后的粉末在德國FCT公司的HPD25/3型放電等離子燒結(jié)設(shè)備上進(jìn)行燒結(jié)，石墨模具的內(nèi)外徑分別為40mm和60mm，燒結(jié)溫度為1200℃，燒結(jié)壓力40MPa，保溫5min，隨爐冷卻。

采用放電加工方法從燒結(jié)試樣上截取直徑為8mm、高為12mm的壓縮變形試樣，在Gleeble 3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱壓縮變形實(shí)驗(yàn)。應(yīng)變速率分別為0.001，0.01，0.1和1.0s?1，變形溫度為900，1000，1100和1 200℃，最大壓縮變形量為55%(真應(yīng)變約為0.8)。由于在高應(yīng)變速率下變形會(huì)產(chǎn)生大量的變形熱，從而產(chǎn)生絕熱溫升，本研究根據(jù)LI等[19]的方法對(duì)流變曲線進(jìn)行溫度和摩擦修正。

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

混合粉末在SPS過程中發(fā)生的反應(yīng)及反應(yīng)的吉布斯自由能變化?G如下：

上述反應(yīng)中，雖然式(3)所示反應(yīng)的?G最低，但由于基體中含有足夠的Ti，TiB2進(jìn)一步與Ti發(fā)生反應(yīng)生成TiB，因此反應(yīng)的最終產(chǎn)物是TiB相。圖1所示為Ti-45Al-7Nb-1B合金的SEM形貌與TEM組織。圖1(a)中淺色相為α2相，深色相為γ相，白色棒狀相為TiB相。從圖1(b)可看出TiB相為細(xì)長的納米結(jié)構(gòu)，平均長度約1.5μm，寬度為150nm。

圖1 Ti-45Al-7Nb-1B合金的微觀組織Fig.1Microstructures of Ti-45Al-7Nb-1B alloy (a)SEM;(b)TEM

2.2 高溫流變曲線

圖2不同變形條件下Ti-45Al-7Nb-1B合金的真應(yīng)力–真應(yīng)變曲線Fig.2True stress-true strain curves of Ti-45Al-7Nb-1B alloy at different temperatures and different strain rates (a)900℃;(b)1 000℃;(c)1 100℃;(d)1 200℃

圖2 所示為Ti-45Al-7Nb-1B合金在不同變形條件下熱壓縮變形的真應(yīng)力–真應(yīng)變曲線。由圖2可知流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率增加而增大，隨溫度升高而降低，所有曲線均出現(xiàn)流變峰值。在變形初期，真應(yīng)力隨變形增加而迅速增大，到達(dá)峰值后，真應(yīng)力隨變形增加而緩慢降低，這是由于在變形的開始階段，大量位錯(cuò)的產(chǎn)生、增殖、運(yùn)動(dòng)、纏結(jié)導(dǎo)致位錯(cuò)滑移受阻，產(chǎn)生加工硬化；當(dāng)變形量達(dá)到臨界值時(shí)，合金由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶作用而發(fā)生軟化，當(dāng)加工硬化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶作用而發(fā)生的軟化達(dá)到平衡時(shí)，即出現(xiàn)穩(wěn)態(tài)流變的特征。從圖2可以看出，當(dāng)應(yīng)變達(dá)到0.7時(shí)，流變應(yīng)力基本都達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)。

2.3 熱變形本構(gòu)方程

采用Arrhenius雙曲正弦函數(shù)關(guān)系模型研究Ti-45Al-7Nb-1B合金的流變應(yīng)力隨變形溫度和應(yīng)變速率的關(guān)系[20]，即

在低應(yīng)力水平下，流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間的關(guān)系接近指數(shù)關(guān)系：

在高應(yīng)力水平下，流變應(yīng)力和應(yīng)變速率之間的關(guān)系接近冪指數(shù)關(guān)系：

由式(5)和(6)可知：當(dāng)溫度一定時(shí)，n1和β分別為和關(guān)系曲線的斜率。取流變曲線達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)，即應(yīng)變?yōu)?.7時(shí)的數(shù)據(jù)進(jìn)行分析，對(duì)試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行線性回歸處理，得到不同變形溫度下的和關(guān)系曲線，如圖3所示。由圖3(a)和(b)分別求出n1的平均值為4.98，β的平均值為0.043 7。根據(jù)關(guān)系式α=β/n1求出α=0.008 77。

假定熱變形激活能Q在一定溫度范圍內(nèi)與T無關(guān)，對(duì)式(4)兩邊取對(duì)數(shù)和偏微分，得到一定溫度下變形激活能Q的計(jì)算式為

圖3 不同變形條件下Ti-45Al-7Nb-1B合金的流變應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系Fig.3Relationships between peak stress and strain rate of Ti-45Al-7Nb-1B alloy under different deformation conditions (a)ln–lnσ;(b)l–σ

根據(jù)ZENER等[21]的研究，材料在高溫塑性變形時(shí)應(yīng)變速率受熱激活過程控制，應(yīng)變速率與溫度之間的關(guān)系可用Zener-Hollomon參數(shù)Z表示：

將式(8)代入式(4)得：

Z參數(shù)的物理意義為溫度補(bǔ)償?shù)膽?yīng)變速率因子。對(duì)式(9)兩邊取對(duì)數(shù)得：

圖4 ln[sinh(ασ)]與應(yīng)變速率和溫度的關(guān)系Fig.4Relationships of ln?ln[sinh(ασ)](a)and ln[sinh(ασ)]?T?1(b)

將變形激活能Q代入式(8)求出不同溫度下的Z，根據(jù)不同溫度下的流變應(yīng)力σ和Z繪制Z–ln[sinh(ασ)]關(guān)系曲線，如圖5所示，其線性相關(guān)系數(shù)高達(dá)98%，由此可見雙曲正弦函數(shù)關(guān)系模型可較好地描述Ti-45Al-7Nb-1B合金的熱變形行為。根據(jù)圖5的擬合特征，得到修正后的n和lnA，再將各參數(shù)值代入式(4)，得到Ti-45Al-7Nb-1B合金的Arrhenius流變應(yīng)力本構(gòu)方程為：

2.4 熱加工圖

PRASAD等[22]在結(jié)合了塑性變形連續(xù)介質(zhì)力學(xué)、物理系統(tǒng)模擬和不可逆熱力學(xué)等理論的基礎(chǔ)上,建立了動(dòng)態(tài)材料模型。該模型反映材料在各種變形溫度和應(yīng)變速率下材料高溫變形時(shí)內(nèi)部微觀組織的變化，并且可用來對(duì)材料的可加工性進(jìn)行評(píng)估。根據(jù)動(dòng)態(tài)材料模型的耗散結(jié)構(gòu)理論，輸入系統(tǒng)的能量分為2部分，即耗散量和耗散協(xié)量，其數(shù)學(xué)表達(dá)式為

圖5 lnZ?ln[sinh(ασ)]關(guān)系曲線Fig.5Relationship between lnZand ln[sinh(ασ)]

式中：P為輸入系統(tǒng)的能量；G為材料變形產(chǎn)生的粘塑性熱；J為變形過程中的相關(guān)功率消耗，如動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和超塑性變形等。G和J可分別用式(13)和(14)表達(dá)：

式中：m為給定溫度及應(yīng)變速率下的應(yīng)變速率敏感指數(shù)，可寫成如下形式：

描述材料功率耗散特征的參數(shù)(η)稱為功率耗散因子(efficiency of power dissipations)，由耗散協(xié)量(J)和材料處于理想線性耗散狀態(tài)的Jmax決定，即

PRASADY等[22]根據(jù)不可逆力學(xué)極值原理，認(rèn)為若耗散函數(shù)D()同應(yīng)變速率滿足不等式：

則系統(tǒng)不穩(wěn)定，由此得到大塑性流變時(shí)的材料流變連續(xù)失穩(wěn)判據(jù)為：

利用式(16)和(18)分別計(jì)算功率耗散率η和塑性失穩(wěn)值ξ，η越大，表明組織演變耗散的能量所占的比例越大，即組織形態(tài)變化越大。ξ為變形溫度和應(yīng)變率的函數(shù)，ξ為負(fù)數(shù)時(shí)即為流變失穩(wěn)。在變形溫度和應(yīng)變速率構(gòu)成的二維平面上以等值線的形式分別繪制功率耗散圖和流動(dòng)失穩(wěn)圖,再將二者疊加即得到熱加工圖。圖6所示為Ti-45Al-7Nb-1B合金在應(yīng)變量為0.7時(shí)的熱加工圖，圖中數(shù)據(jù)為功率耗散系數(shù)η，灰色區(qū)域代表流變失穩(wěn)區(qū)域。從圖6可看出：加工圖有1個(gè)耗散率峰值區(qū)域，該區(qū)域的溫度為1 000~1 130℃，應(yīng)變速率在0.001~0.01 s?1之間(由于區(qū)域太小，圖中未顯示)，峰值耗散率約為46%。PRASAD等[23]的研究表明，當(dāng)耗散功率在40%~50%之間時(shí)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶耗散大部分變形功，使得合金微觀組織明顯細(xì)化，同時(shí)晶粒細(xì)化有利于后續(xù)變形，可避免裂紋等缺陷的產(chǎn)生，因此，該高耗散率區(qū)域是適合熱變形的理想?yún)^(qū)域。Ti-45Al-7Nb-1B合金的失穩(wěn)變形發(fā)生在應(yīng)變速率為0.1~1 s?1的區(qū)域，在該區(qū)域變形時(shí)由于應(yīng)變速率高，易發(fā)生隔熱剪切帶、局部流變及增強(qiáng)相的斷裂和脫離等缺陷，不適合進(jìn)行熱加工變形。

圖6 Ti-45Al-7Nb-1B合金真應(yīng)變?yōu)?.7的熱加工圖Fig.6Processing map of Ti-45Al-7Nb-1B alloy at true strain of 0.7

3 結(jié)論

1)放電等離子燒結(jié)法制備的Ti-45Al-7Nb-1B合金，其高溫變形流變應(yīng)力隨變形速率增加或變形溫度降低而增加，峰值應(yīng)力與變形條件之間的關(guān)系可用雙曲正弦函數(shù)來描述，高溫變形激活能為497.95 kJ/mol。

2)Ti-45Al-7Nb-1B合金的Arrhenius熱變形本構(gòu)方程為：該方程較好地表征流動(dòng)應(yīng)力與變形熱力學(xué)參數(shù)之間的關(guān)系。

3)基于動(dòng)態(tài)材料模型的熱加工圖較好地描述了Ti-45Al-7Nb-1B合金的熱變形性能。Ti-45Al-7Nb-1B合金的最佳變形區(qū)間為1 000~1 130℃/0.001~0.01 s?1。

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(編輯：湯金芝)

Hot deformation behavior of the high Nb containing TiAl alloy reinforced with nano TiB wiskers

LIU Bin1,2,ZENG Fanpei1,LU Jinzhong1,CAO Yuankui2,LIU Yong2,XIONG Xiang2
(1.Fujian Longxi Bearing(Group)Corp.Ltd.,Zhangzhou 363000,China; 2.State Key Laboratory of Powder Metallurgy,Central South University,Changsha 410083,China)

Ti-45Al-7Nb-1B alloy reinforced by nano TiB wiskers was synthesized through spark plasma sintering(SPS) using Ti-45Al,Nb,Al and TiB2powders as raw materials.The deformation behavior of the Ti-45Al-7Nb-1B alloy was studied in the temperature range of 900?1 200℃and strain rate range of 0.001?1 s?1.A constitutive equation was derived using the Arrhenius hyperbolic sine function,and a processing map was constructed.The results show that the arrhenius hyperbolic sine function can well describe the deformation behavior of the Ti-45Al-7Nb-1B alloy.The activation energy is 497.95 kJ/mol.The material shows unstable flow when the strain rate is higher than 0.1 s?1,and the best processing window is 1 000?1 130℃/0.001?0.01 s?1.

spark plasma sintering;titanium alloy;hot deformation;constitutive equation;processing map

TG146.2+3

A

1673?0224(2016)02?189?06

國家博士后基金資助項(xiàng)目(2014M551827)；國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51302203)；湖南省科技計(jì)劃項(xiàng)目(2014GK3078)

2015?04?17；

2015?06?30

劉彬，副教授，博士。電話：0731-88877669；E-mail:binliu@csu.edu.cn