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Ti-10V-2Cr-3Al钛合金的高温压缩变形行为及本构关系

李 聪，丁智力，陈 荐，周 幸

(1.长沙理工大学能源与动力工程学院，长沙 410114；2.清远市粤博科技有限公司，清远 511500)

0 引 言

钛合金是20世纪中叶发展起来的一种重要结构 材料 关于××同志的政审材料调查表环保先进个人材料国家普通话测试材料农民专业合作社注销四查四问剖析材料 ，具有低密度、高可调比强度、优异的耐腐蚀性、良好的低温延展性和良好的生物相容性等特点，广泛应用于航空航天、化工、军工和生物医学等领域[1-2]。研究人员一般通过调整钛合金的化学成分(目的是改变β相的转变温度和马氏体转变起始点Ms)和热变形条件(特别是应变速率和变形温度)对现有不同商用双相钛合金的力学性能、变形机制和微观结构演变进行研究[3-6]。GUPTA等[7]研究了Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al合金在冷轧和斜轧过程中的组织和织构演变，发现应变对显微组织演变具有重要的影响。JHA等[8]研究了初始显微组织为层状和等轴状晶粒的商业Ti-6Al-4V合金的热变形行为，通过Arrhenius方程得到不同变形条件下的变形激活能，并 分析 定性数据统计分析pdf销售业绩分析模板建筑结构震害分析销售进度分析表京东商城竞争战略分析 了微观结构的演变。ROY等[9]对Ti-6Al-4V-0.1B合金在高温条件下变形时的微观结构演变进行了系统的阐述。MURTHY等[10]和SAGAR等[11]研究了在热机械加工过程中变形温度对α+β双相Ti-Al-Mn合金和Ti-24Al-20Nb合金微观结构和力学性能的影响。已有研究 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 明，在高温环境下，应变速率、变形温度等因素对显微组织局部流动、绝热剪切带、组织球化等微观结构演变具有重要影响[12]。

钛合金在热加工过程中的变形机制很复杂，因此难以准确判断其热加工性能。在不考虑材料复杂物理机制的条件下，唯象本构方程能够很好地反映热加工时变形参数与流动应力之间的关系。构建起能准确描述材料变形规律的本构方程后，即可利用该方程预测材料在高温变形时的流动应力，相比于试验研究可以节约大量时间和人力成本。一些学者[13-17]通过修正Arrhenius方程建立了不同钛合金材料的本构方程，方程的预测能力良好。在此基础上，学者们[14-19]研究了钛合金在高温变形时的应变硬化与流动软化效应，结果表明，钛合金的流动应力随着变形温度的升高而减小，随应变速率的增加而增大。

新型Ti-10V-2Cr-3Al钛合金中含有钒、铬和铝元素，增强了合金的固溶强化作用，提高了强度与塑性，扩大了β相区区间，合金的热稳定性也较高，在工业领域具有较大的应用潜力。目前，该合金在高温变形领域的相关研究很少。因此，作者通过热压缩试验研究了Ti-10V-2Cr-3Al钛合金在高温条件下的流变行为和显微组织演变，构建了合金高温变形本构模型并进行了修正。

1 试样制备与试验方法

试验材料为Ti-10V-2Cr-3Al钛合金，由中国科学院金属研究所提供，其化学成分(质量分数/%)为10.6V，2.18Cr，3.19Al，0.1O，0.05C，0.013N，0.001H。试验合金的初始显微组织为α+β双相组织，存在非常多细小的α相，并且在晶界处存在一些较粗的层状α相，如图1所示。试验合金的β相转变温度约为800 ℃[20]。通过电火花加工和线切割将Ti-10V-2Cr-3Al钛合金加工成尺寸为φ5 mm×10 mm的圆柱形试样，使用TA DIL805D型热模拟机在真空环境、α+β相区(变形温度730，790 ℃)和β相区(变形温度820，880 ℃)进行等温热压缩试验，应变速率分别为0.1，0.05，0.01，0.005，0.001 s-1。压缩试验结束后立即用氩气冷却试样，以保留热变形组织。

沿压缩方向轴向切割试样，对试样进行镶样，抛光后，采用Kroll试剂(3 mL HF+6 mL HNO3+100 mL H2O)进行腐蚀，在LF7M38型光学显微镜和JEOL型扫描电子显微镜下观察变形后的显微组织。

图1 Ti-10V-2Cr-3Al钛合金初始显微组织Fig.1 Initial microstructure of Ti-10V-2Cr-3Al titanium alloy

2 试验结果与讨论

2.1 真应力-真应变曲线

由图2可知，试验合金的真应力-真应变曲线可以分为初始阶段、转变及软化阶段和稳态流动阶段3个阶段。在初始阶段，试样受到压缩时的加工硬化作用远大于软化作用，位错密度增加，导致应力快速上升。在转变及软化阶段的前期，应力下降形成“波谷”，出现不连续屈服现象[15]，并且随着变形温度的升高或应变速率的下降，不连续屈服现象变得更明显，上屈服强度有所下降。关于钛合金的不连续屈服现象，WANJARA等[21]研究认为是高体积分数溶质原子形成Cottrell气团钉扎固溶原子造成的，而SHEIKHALI等[22]则认为是β相中间隙原子与螺型位错应力场交互作用造成的，这两种观点存在争议。动态理论[23]能够很好地解释不连续屈服现象的出现：随着变形的进行，晶界处的位错堆积达到临界值，增强了动态回复的作用，导致流动应力下降和不连续屈服现象；随着温度的升高，位错攀移更加容易，动态回复的驱动力增大，不连续屈服现象更加明显；随着应变速率的增大，位错密度增加，导致明显的不连续屈服现象。

图2 不同变形温度和不同应变速率下压缩时试验合金的真应力-真应变曲线Fig.2 True stress-true strain curves of test alloy during compression at different deformation temperatures and strain rates

此外，在转变及软化阶段，不同变形条件下流动应力下降(软化)的诱发因素不同。一般而言，当应变速率高于10 s-1时，绝热加热使得变形温度上升，导致流动应力下降[20]；而当应变速率低于10 s-1时，显微组织演变对软化起到主导作用。当变形温度一定时，高应变速率下的流动软化效应比低应变速率下的流动软化效应更强；这是因为当应变速率较高时，试样达到一定变形量所需的时间缩短，位错数量增加，位错运动[16,24-25]导致流动软化作用大于加工硬化作用。随着应变的增大，流动软化作用逐渐减弱，最终加工硬化作用与软化作用达到动态平衡，合金进入稳态流动阶段。

2.2 显微组织

由图3可以看出：当应变速率为0.01 s-1时，随着变形温度的升高，压缩后试验合金中的α相体积分数逐渐下降。在730 ℃下变形时，试验合金中的原始层状α相发生弯曲，同时存在部分球状和短棒状α相；当变形温度上升到790 ℃时，α相逐渐向β相转变，并且开始发生动态球化，α相还发生了界面迁移。由此可见，在α+β相区(730，790℃)热压缩时试验合金发生了动态球化与动态再结晶。当温度升高到高于β转变温度时，动态再结晶形核生长的驱动力更强，因此在β相区(820，880 ℃)变形时，试验合金发生动态再结晶，组织中出现了再结晶β晶粒。

3 本构方程的建立与验证

3.1 Arrhenius本构方程

(1)

(2)

(3)

式中：A，α，β，n1为材料常数；Q为变形激活能；R为气体常数，8.314 J·mol·K-1；T为热力学温度；n为与应变速率敏感性指数相关的应力指数。

当应变速率较低(ασ1.2)时常用指数方程，即式(2)来描述应变速率、变形温度与应力之间的关系。式(3)为双曲正弦方程，是适用所有条件的Arrhenius本构方程。将式(1)、式(2)和式(3)两边同时取对数，可以得到

图3 在不同变形温度、应变速率0.01 s-1下压缩后试验合金的显微组织Fig.3 Microstructures of test alloy after compression at different deformation temperatures and strain rate of 0.01 s-1

图4 不同变形温度下试验合金的真应力与应变速率关系Fig.4 Relationship between true stress and strain rate of test alloy at different deformation temperatures:(a) ln σ-ln relationship and (b) σ-ln relationship

(4)

(5)

(6)

(7)

(8)

(9)

表1 不同变形温度下试验合金的Arrhenius本构方程材料常数

3.2 指数方程及其修正

3.2.1 指数方程的建立

当应变速率为0.1，0.05 s-1时，可以采用指数方程描述试验合金变形参数与应力之间的关系。应变为0.1时对应的流动应力为稳定状态，通过式(8)可以求解不同变形温度下的β值。在应变速率不变条件下，利用式(5)将真应力对1/T求偏导，得到Q值计算公式，如下：

(10)

图5 不同应变速率下试验合金σ与1/T的关系Fig.5 Relationship between σ and 1/T of test alloy at different strain rates

将Zener-Hollomon参数(Z参数)引入式(5)，得到

(11)

由式(11)可计算得到不同温度下的lnA值。将α+β相区(730，790 ℃)和β相区(820，880 ℃)本构方程的各个参数取平均值，结果如表2所示。

一般认为，金属材料在高温下的塑性变形机制可以通过计算变形激活能和观察微观结构来确定。在α+β相区、应变速率不低于0.05 s-1压缩时，试验合金的变形激活能为279.583 kJ·mol-1，远高于α-Ti(169 kJ·mol-1)[16]和β-Ti的自扩散能(153 kJ·mol-1)[27]，这表明在α+β相区的热变形是由高温扩散以外的过程，即动态再结晶、动态回复等需较高“势垒”的变形机制所控制。在β相区，软化机制为动态再结晶与动态回复，动态再结晶需要较高的变形能驱动，在变形能较低时，软化机制以动态回复为主。在β相区压缩时试验合金的变形激活能为145.967 kJ·mol-1，接近β-Ti的自扩散能，且扩散系数较高，有观点认为，当变形激活能和扩散激活能相近时，热变形受扩散相关过程控制[28]。

表2 应变为0.1时试验合金指数方程的参数值

将表2中的参数代入式(5)，即可得到在α+β相区和β相区、应变速率不低于0.05 s-1热压缩时试验合金的Arrhenius指数方程，分别如下：

(12)