亓耀國(guó)，郭子鵬，王兆天，劉延輝,2，寧永權(quán)

（1.西北工業(yè)大學(xué) 材料學(xué)院，西安 710072；2.陜西科技大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，西安 710021）

隨著航空航天、車(chē)輛、艦船等發(fā)動(dòng)機(jī)性能的不斷提高，對(duì)高溫結(jié)構(gòu)材料的性能提出了越來(lái)越高的要求。常規(guī)的高溫合金不僅密度較高，而且其使用溫度也已接近目前先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)各主要零部件的使用極限。與傳統(tǒng)的金屬材料相比，金屬間化合物材料的強(qiáng)度、硬度、抗蝕和高溫性能等頗佳，可補(bǔ)充傳統(tǒng)金屬材料的不足，成為近年來(lái)重點(diǎn)開(kāi)發(fā)應(yīng)用的新型結(jié)構(gòu)材料。據(jù)推測(cè)，下一代飛行器發(fā)動(dòng)機(jī)中質(zhì)量占20%以上的部件均可能采用金屬間化合物制造[1—2]。

Ti3Al 基合金是一種金屬間化合物，具有較高的高溫強(qiáng)度、比彈性模量、抗氧化性能以及密度小、比強(qiáng)度高的特點(diǎn)，同時(shí)它還具有較好的蠕變抗力等，與鈦合金和鎳基合金相比優(yōu)勢(shì)明顯，因此引起了材料科學(xué)界的極大興趣，Ti3Al 基合金將應(yīng)用于航空航天、能源等高科技領(lǐng)域，極其適合在600～750 ℃環(huán)境下工作，代替鈦基合金可提高結(jié)構(gòu)的使用溫度，且構(gòu)件可減輕40%左右，從而對(duì)增強(qiáng)航空發(fā)動(dòng)機(jī)推重比具有重要的意義。從20 世紀(jì)50 年代開(kāi)始，一些國(guó)家就展開(kāi)了Ti3Al 基金屬間化合物的研究，但由于脆性問(wèn)題遲遲未被突破，曾一度處于低潮。此后一些年，很多國(guó)家在克服Ti3Al 基合金的室溫脆性方面做了大量的研究，主要是添加Nb 元素[3]。

美國(guó)已將Ti3Al 基合金應(yīng)用于制造噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)的尾噴燃燒器、高壓壓氣機(jī)機(jī)匣與航空發(fā)動(dòng)機(jī)后幾級(jí)壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子等結(jié)構(gòu)；日本已將Ti3Al 基合金應(yīng)用于制造汽車(chē)關(guān)鍵零部件，我國(guó)在相關(guān)領(lǐng)域?qū)i3Al 基合金用于制備關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件，如渦輪殼體組件、發(fā)動(dòng)機(jī)鍵零部件、支承環(huán)等[4]。

材料在熱加工過(guò)程中通過(guò)動(dòng)態(tài)回復(fù)及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化晶粒，改善顯微組織及力學(xué)性能。Ti-14Al-21Nb是Ti3Al 基合金的一種新型鈦合金。目前研究主要關(guān)注Ti-14Al-21Nb 合金的機(jī)械加工性能，而對(duì)其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶演變規(guī)律研究較少[5]。

1 試驗(yàn)

1.1 材料及方法

Ti-14Al-21Nb 相變溫度為1160～1180 ℃，最高工作溫度可達(dá)700～800 ℃，綜合性能良好[6]。將棒狀材料制成Ф8 mm×12 mm 的試樣，在Gleeble-1500 熱模擬機(jī)上完成熱壓縮試驗(yàn)。把試樣加熱至設(shè)定溫度，保溫3 min 之后進(jìn)行等溫變形，結(jié)束后噴液冷卻。應(yīng)變速率分別為0.005，0.05，0.5，5 s?1，變形溫度為1353，1383，1413，1443 K，變形量為50%。

1.2 結(jié)果

不同變形條件下Ti-14Al-21Nb 合金的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖1 所示分為2 個(gè)階段。首先以加工硬化為主，流動(dòng)應(yīng)力增大至臨界值，在各溫度下的應(yīng)變速率為0.005 s?1和0.05 s?1時(shí)，此臨界值為其應(yīng)力峰值，應(yīng)變速率為0.5 s?1和5 s?1時(shí)先經(jīng)過(guò)初始應(yīng)力后，應(yīng)力與應(yīng)變關(guān)系呈正比然后達(dá)到峰值；其次，在各溫度下達(dá)到峰值應(yīng)力后，應(yīng)變速率為0.005，0.05，0.5 s?1時(shí)，隨應(yīng)變?cè)龃髴?yīng)力逐步降至某一穩(wěn)定值，應(yīng)變速率為5 s?1時(shí)應(yīng)力隨應(yīng)變的增加逐步下降。

由圖1 可知，變形溫度一定時(shí)，應(yīng)變速率越大，應(yīng)力值越高；應(yīng)變速率一定時(shí)，變形溫度越高，應(yīng)力值越低。隨著變形溫度的降低，位錯(cuò)爬升或交叉滑移等位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)驅(qū)動(dòng)力減?。浑S著應(yīng)變速率的增大，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核、長(zhǎng)大的過(guò)程所需時(shí)間將會(huì)減少。變形溫度一定時(shí)，應(yīng)力值隨應(yīng)變速率的增大而上升；應(yīng)變速率一定時(shí)，應(yīng)力值隨變形溫度的升高而降低。應(yīng)變速率的增大會(huì)導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核、長(zhǎng)大過(guò)程所需時(shí)間減少；變形溫度降低會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)爬升或交叉滑移等位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力減小，這兩種情況均會(huì)抑制再結(jié)晶的形核與長(zhǎng)大。

圖1 溫度及應(yīng)變速率不同的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.1 True stress-strain curves at different temperatures and strain rates

1.3 分析討論

Poliak 和Jonas[7]等定義加工硬化率θ=dσ/dε，認(rèn)為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的臨界條件為加工硬化率-應(yīng)力曲線出現(xiàn)拐點(diǎn)，且一般在峰值應(yīng)變之前[8]。

圖2 為不同變形條件下，在峰值應(yīng)力出現(xiàn)拐點(diǎn)之前的加工硬化率曲線，說(shuō)明這些試驗(yàn)條件下試樣的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶均發(fā)生在峰值應(yīng)力出現(xiàn)之前，將得到的臨界應(yīng)變、臨界應(yīng)力列于表1。由表1 可見(jiàn)，隨著變形溫度的降低與應(yīng)變速率的提高，鈦合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需的臨界應(yīng)變將增大。

圖2 峰值應(yīng)力出現(xiàn)之前的加工硬化率曲線Fig.2 Hardening rate curve before peak stress

表1 不同變形條件下的臨界應(yīng)變、臨界應(yīng)力、峰值應(yīng)變、峰值應(yīng)力Tab.1 Critical strain,critical stress,peak strain,peak stress under different deformation conditions

2 建立模型

2.1 流變應(yīng)力的本構(gòu)模型

動(dòng)態(tài)再結(jié)晶激活能的大小決定著動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是否能夠發(fā)生。文中采用Zener-Hollomon 參數(shù)Z來(lái)反映變形溫度、應(yīng)變速率之間的關(guān)系，然后用雙曲正弦函數(shù)表征參數(shù)Z和流變應(yīng)力之間的關(guān)系式[9—12]：

式中：R為氣體常數(shù)；T為熱力學(xué)溫度；Q為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶激活能；F(σ)為應(yīng)力函數(shù)；A，α及n是與材料相關(guān)的系數(shù)，且α=β/n。將式（3）中應(yīng)力函數(shù)F(σ)代入式（2）中，可得到：

當(dāng)是一定時(shí)，不同的應(yīng)力狀態(tài)下，ln［sinhασ］ 與1/T的線性關(guān)系如圖4 所示，Q/RT為所有斜率的平均值，可求得Q=197.626 kJ/mol。

將所得結(jié)果代入式（8）中，得到材料常數(shù)A的平均值為3.173×106，因此，，T及σ的關(guān)系可用式（9）表示：

將式（1）代入式（9）中，求得包含Arrhenius項(xiàng)的Z參數(shù)流動(dòng)應(yīng)力：

圖3 ln σ，σ 與lnε˙的關(guān)系Fig.3 Relationship between ln σ,σ and lnε˙

圖4 ln[sinh ασ]與1/T 的關(guān)系Fig.4 Relationship between ln[sinh ασ] and 1/T

2.2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型

熱塑性變形過(guò)程中，臨界應(yīng)變出現(xiàn)前，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒將在原始晶粒邊界、孿晶界、變形帶處形核、長(zhǎng)大，位錯(cuò)不斷積聚。繼續(xù)變形，位錯(cuò)增殖（加工硬化引起）及位錯(cuò)湮滅（動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起）由始至終存在。當(dāng)加工硬化的作用與動(dòng)態(tài)軟化的影響基本一致時(shí)，流動(dòng)應(yīng)力值保持不變，變形將處于穩(wěn)定狀態(tài)[13]。在本研究中采用與時(shí)間呈S 型關(guān)系的典型曲線表征動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)演變，在應(yīng)變速率恒定條件下，時(shí)間由應(yīng)變表示，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)由已修正的Avrami 方程表述，因此在高溫變形條件下，可由式(10)描述動(dòng)態(tài)再結(jié)晶演變的動(dòng)力學(xué)[14]：

式中：XDRX為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的體積分?jǐn)?shù)；m為Avrami 常數(shù)，最大軟化速率應(yīng)變?chǔ)?在加工硬化率曲線的谷值處，如圖5 所示。

在圖5 中，應(yīng)變?yōu)? s?1的加工硬化率曲線在峰值應(yīng)變之后先上升然后在0 以下波動(dòng)，動(dòng)態(tài)回復(fù)軟化作用發(fā)揮主要作用；應(yīng)變?yōu)?.5 s?1的加工硬化率曲線呈現(xiàn)先下降再上升的趨勢(shì)，最后值為負(fù)，其加工硬化產(chǎn)生的能量累積被消耗完之后，沒(méi)有新的能量累積，加工硬化作用較動(dòng)態(tài)回復(fù)軟化作用更明顯；應(yīng)變?yōu)?.005 s?1和0.05 s?1的加工硬化率曲線則呈現(xiàn)明顯拐點(diǎn)之后接近于0，此時(shí)加工硬化和軟化基本相當(dāng)。

將臨界應(yīng)變?chǔ)與及由圖5 得到的ε*（列于表2），與無(wú)量綱參數(shù)Z/A聯(lián)系，利用最小二乘法線性擬合得到圖6，可列下式：

假定XDRX=1 代表流動(dòng)應(yīng)力達(dá)到穩(wěn)定，然后將與XDRX=1 對(duì)應(yīng)的變形條件帶入式（10），得到m的平均值為6.912 02，將動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型列于表3。

圖5 峰值應(yīng)力出現(xiàn)之后的硬化率曲線Fig.5 Hardening rate curve after peak stress appears

表2 由圖5 得到最大軟化速率對(duì)應(yīng)的應(yīng)變?chǔ)牛猅ab.2 Strain corresponding to the maximum softening rate ε* from Fig.5

圖6 無(wú)量綱參數(shù)Z/A 與ε*和εc 的關(guān)系Fig.6 Relationship between dimensionless parameter Z/A and ε*,εc

表3 基于應(yīng)力-應(yīng)變曲線的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型Tab.3 Dynamic recrystallization kinetics model based on stress-strain curve

根據(jù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型，計(jì)算變形條件對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)的影響，如圖7 所示。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)隨應(yīng)變?cè)龃笾?，證明發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。根據(jù)圖7 可以看出，當(dāng)變形溫度一定，達(dá)到相同動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)時(shí)，應(yīng)變速率越大所對(duì)應(yīng)應(yīng)變值越大；當(dāng)應(yīng)變速率一定，達(dá)到相同動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)時(shí)，變形溫度越低所對(duì)應(yīng)應(yīng)變值越大，說(shuō)明應(yīng)變速率的增加及溫度的下降都會(huì)導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生延后。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在形核與長(zhǎng)大過(guò)程中，由于應(yīng)變速率增大，變形量達(dá)到一定程度所需時(shí)間縮短，位錯(cuò)回復(fù)運(yùn)動(dòng)不能充分進(jìn)行，位錯(cuò)不均勻分布使得應(yīng)力集中，抑制了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核速率；而變形溫度降低，使合金中位錯(cuò)移動(dòng)等減少，大量的孿晶、位錯(cuò)難以發(fā)生運(yùn)動(dòng)，從而不會(huì)發(fā)生重組，導(dǎo)致材料動(dòng)態(tài)再結(jié)晶延后發(fā)生。

圖7 不同溫度、不同應(yīng)變速率下預(yù)測(cè)的XDRX 體積分?jǐn)?shù)Fig.7 Volume fraction of XDRX predicted by strain rates of 0.005,0.05,0.5 and 5 s?1 at different temperatures

2.3 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)應(yīng)力軟化的影響

金屬材料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能夠改善其合金組織、提高機(jī)械性能。在熱塑性變形過(guò)程中，當(dāng)還沒(méi)有發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)，位錯(cuò)增殖及位錯(cuò)間相互作用導(dǎo)致應(yīng)力變化較劇烈，在臨界應(yīng)變后新的晶粒形核長(zhǎng)大即發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。在隨后的變形中，變形不斷產(chǎn)生的位錯(cuò)增殖及在熱和外力作用下、由動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起位錯(cuò)的滑移、攀移并發(fā)生合并重組，使材料發(fā)生動(dòng)態(tài)軟化。當(dāng)加工硬化的作用與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化的影響相當(dāng)時(shí)，流動(dòng)應(yīng)力值不受應(yīng)變的影響保持穩(wěn)定，此時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒呈現(xiàn)等軸狀，并保持一定的大小[12—14]。

如圖8a—d 所示，在較大的應(yīng)變速率下，曲線降到最低點(diǎn)后呈上升趨勢(shì)，在較小的應(yīng)變速率下，曲線降到最低點(diǎn)后基本趨于穩(wěn)定。說(shuō)明在在高應(yīng)變速率下材料先經(jīng)加工硬化，然后軟化作用占主導(dǎo)地位；在低應(yīng)變速率條件下經(jīng)加工硬化后硬化和軟化作用相當(dāng)，其中軟化作用在劇烈變形后的晶粒內(nèi)，硬化作用于相鄰晶粒，同時(shí)發(fā)生使得呈現(xiàn)一個(gè)動(dòng)態(tài)平衡。

圖8 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)應(yīng)力軟化的影響Fig.8 Effect of dynamic recrystallization on stress softening

3 結(jié)論

1）材料在峰值應(yīng)力出現(xiàn)之前均發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；在高應(yīng)變速率下，材料在穩(wěn)定前會(huì)發(fā)生強(qiáng)烈的軟化，并顯現(xiàn)雙峰，為動(dòng)態(tài)回復(fù)型曲線；在低應(yīng)變速率下，材料加工硬化和軟化作用達(dá)到平衡后逐漸穩(wěn)定，顯現(xiàn)單峰，為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型曲線。鈦合金的流變應(yīng)力對(duì)變形溫度與應(yīng)變速率變化敏感，應(yīng)力軟化作用對(duì)應(yīng)變速率敏感，材料動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能促進(jìn)應(yīng)力軟化。

2）通過(guò)分析應(yīng)力-應(yīng)變曲線獲得了Ti-14Al-21Nb合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶激活能參數(shù)，建立熱變形本構(gòu)模型，獲得了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶演變的動(dòng)力學(xué)Avrami 方程。