纳米TiB增强高铌TiAl合金的热变形行为

刘彬，曾凡沛，卢金忠，曹远奎，刘咏，熊翔

(1.福建龙溪轴承股份有限公司，漳州363000；2.中南大学粉末冶金国家重点实验室，长沙410083)

纳米TiB增强高铌TiAl合金的热变形行为

刘彬1,2，曾凡沛1，卢金忠1，曹远奎2，刘咏2，熊翔2

(1.福建龙溪轴承股份有限公司，漳州363000；2.中南大学粉末冶金国家重点实验室，长沙410083)

以Ti-45Al合金粉、Nb粉、Al粉和TiB2合金粉为原料，采用放电等离子烧结法制备含纳米TiB增强相的Ti-45Al-7Nb-1B合金，通过热模拟实验研究该合金在900～1 200℃、应变速率为0.001～1 s−1条件下的热变形行为，推导出高温变形流变本构方程，并建立基于动态材料模型的热加工图。结果表明：含纳米TiB增强相的Ti-45Al-7Nb-1B合金的高温流变应力与变形条件之间的关系可用双曲正弦函数描述，其高温变形激活能为497.95 kJ/mol，在高应变速率(＞0.1 s−1)条件下变形时，材料发生失稳变形，最佳变形参数区间为1 000~1 130℃/ 0.001~0.01 s−1。

放电等离子烧结；TiAl合金；热变形；本构方程；加工图

TiAl基金属间化合物密度小、强度高，并具有优异的抗腐蚀、抗蠕变和抗氧化性能，在汽车和航空领域具有广阔的应用前景[1−3]。TiAl合金中添加少量间隙元素B形成棒状的TiB相，可有效细化TiAl合金的铸造组织[4−6]。当B元素的添加量(摩尔分数)达到0.2%时，铸造Ti-44Al-0.2B合金的β凝固组织得到明显细化，组织细化的主要原因是TiB相上的α/α2相优先孕育和形核[7]。HECHT等[8]和HU等[9−10]发现TiB相不但可促进形核，而且其钉扎作用能有效抑制TiAl合金中的α晶粒在后期热处理过程中的长大，从而形成细小的近层片铸造组织。然而，TiAl合金的本征脆性决定其塑性和屈服强度较低，塑性变形困难，添加脆性陶瓷相TiB后，TiAl合金的塑性变形能力进一步降低，从而严重影响其应用。放电等离子烧结(spark plasma sintering,SPS)可制备超细晶甚至纳米晶材料，是提高合金变形能力，改善合金组织和性能的一种有效方法[11]。采用SPS方法制备含B的TiAl合金不但有望得到超细晶TiAl合金基体，而且有望得到超细甚至纳米尺寸的TiB增强相，从而提高合金的塑性变形能力。针对TiAl合金的热变形行为已有大量的研究，KIM等[12]，LI等[13]和LIU等[14]研究了铸造TiAl合金的热变形行为，指出铸造TiAl合金的高温变形由层片组织的扭折、破碎、动态再结晶及位错滑移和攀移等机制共同作用。LIU等[15]，RAO等[16]，WANG等[17]和LI等[18]研究粉末冶金TiAl合金的热变形行为时，发现粉末冶金TiAl合金由于具有组织细小、成分均匀等优点，其流变应力明显低于铸造TiAl合金，但由于微观孔隙等缺陷的存在，其抵抗裂纹的能力较铸造TiAl合金略低。目前针对陶瓷相增强(尤其是TiB增强)的TiAl基复合材料的热变形行为研究还鲜有报道。本文作者采用SPS法制备含有纳米TiB增强相的Ti-45Al-7Nb-1B合金，研究该材料的热变形行为。利用基于动态材料模型(dynamic materials model,DMM)的加工图(processing map)技术对该材料的热变形行为进行表征，并对其塑性变形工艺进行优化，研究结果对于合理制定含有增强相的Ti-45Al-7Nb-1B合金的变形工艺具有较好的指导意义。

1 实验

原料粉末包括Ti-45Al预合金粉，平均粒径38μm，氧含量为2×10−3；Nb粉，平均粒径为6μm，球形，氧含量为2.5×10−3；TiB2合金粉，平均粒径为8μm，不规则状，氧含量为1.6×10−3；少量Al粉，平均粒径为27μm，不规则状，氧含量为2.7×10−3。采用SPS法制备含TiB增强相的高铌TiAl合金，合金的名义成分为Ti-45Al-7Nb-1B(摩尔分数)。首先按合金的名义成分称量原料粉末，经过2 h高能球磨后于真空干燥箱内干燥，球磨转速为400r/min，球料质量比为6:1，用酒精作为球磨介质。将球磨后的粉末在德国FCT公司的HPD25/3型放电等离子烧结设备上进行烧结，石墨模具的内外径分别为40mm和60mm，烧结温度为1200℃，烧结压力40MPa，保温5min，随炉冷却。

采用放电加工方法从烧结试样上截取直径为8mm、高为12mm的压缩变形试样，在Gleeble 3800热模拟试验机上进行热压缩变形实验。应变速率分别为0.001，0.01，0.1和1.0s−1，变形温度为900，1000，1100和1 200℃，最大压缩变形量为55%(真应变约为0.8)。由于在高应变速率下变形会产生大量的变形热，从而产生绝热温升，本研究根据LI等[19]的方法对流变曲线进行温度和摩擦修正。

2 结果与讨论

2.1 微观组织

混合粉末在SPS过程中发生的反应及反应的吉布斯自由能变化∆G如下：

上述反应中，虽然式(3)所示反应的∆G最低，但由于基体中含有足够的Ti，TiB2进一步与Ti发生反应生成TiB，因此反应的最终产物是TiB相。图1所示为Ti-45Al-7Nb-1B合金的SEM形貌与TEM组织。图1(a)中浅色相为α2相，深色相为γ相，白色棒状相为TiB相。从图1(b)可看出TiB相为细长的纳米结构，平均长度约1.5μm，宽度为150nm。

图1 Ti-45Al-7Nb-1B合金的微观组织Fig.1Microstructures of Ti-45Al-7Nb-1B alloy (a)SEM;(b)TEM

2.2 高温流变曲线

图2不同变形条件下Ti-45Al-7Nb-1B合金的真应力–真应变曲线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℃

图2 所示为Ti-45Al-7Nb-1B合金在不同变形条件下热压缩变形的真应力–真应变曲线。由图2可知流变应力随应变速率增加而增大，随温度升高而降低，所有曲线均出现流变峰值。在变形初期，真应力随变形增加而迅速增大，到达峰值后，真应力随变形增加而缓慢降低，这是由于在变形的开始阶段，大量位错的产生、增殖、运动、缠结导致位错滑移受阻，产生加工硬化；当变形量达到临界值时，合金由于动态再结晶作用而发生软化，当加工硬化和动态再结晶作用而发生的软化达到平衡时，即出现稳态流变的特征。从图2可以看出，当应变达到0.7时，流变应力基本都达到稳定状态。

2.3 热变形本构方程

采用Arrhenius双曲正弦函数关系模型研究Ti-45Al-7Nb-1B合金的流变应力随变形温度和应变速率的关系[20]，即

在低应力水平下，流变应力和应变速率之间的关系接近指数关系：

在高应力水平下，流变应力和应变速率之间的关系接近幂指数关系：

由式(5)和(6)可知：当温度一定时，n1和β分别为和关系曲线的斜率。取流变曲线达到稳定状态，即应变为0.7时的数据进行分析，对试验数据进行线性回归处理，得到不同变形温度下的和关系曲线，如图3所示。由图3(a)和(b)分别求出n1的平均值为4.98，β的平均值为0.043 7。根据关系式α=β/n1求出α=0.008 77。

假定热变形激活能Q在一定温度范围内与T无关，对式(4)两边取对数和偏微分，得到一定温度下变形激活能Q的计算式为

图3 不同变形条件下Ti-45Al-7Nb-1B合金的流变应力与应变速率的关系Fig.3Relationships between peak stress and strain rate of Ti-45Al-7Nb-1B alloy under different deformation conditions (a)ln–lnσ;(b)l–σ

根据ZENER等[21]的研究，材料在高温塑性变形时应变速率受热激活过程控制，应变速率与温度之间的关系可用Zener-Hollomon参数Z表示：

将式(8)代入式(4)得：

Z参数的物理意义为温度补偿的应变速率因子。对式(9)两边取对数得：

图4 ln[sinh(ασ)]与应变速率和温度的关系Fig.4Relationships of ln−ln[sinh(ασ)](a)and ln[sinh(ασ)]−T−1(b)

将变形激活能Q代入式(8)求出不同温度下的Z，根据不同温度下的流变应力σ和Z绘制Z–ln[sinh(ασ)]关系曲线，如图5所示，其线性相关系数高达98%，由此可见双曲正弦函数关系模型可较好地描述Ti-45Al-7Nb-1B合金的热变形行为。根据图5的拟合特征，得到修正后的n和lnA，再将各参数值代入式(4)，得到Ti-45Al-7Nb-1B合金的Arrhenius流变应力本构方程为：

2.4 热加工图

PRASAD等[22]在结合了塑性变形连续介质力学、物理系统模拟和不可逆热力学等理论的基础上,建立了动态材料模型。该模型反映材料在各种变形温度和应变速率下材料高温变形时内部微观组织的变化，并且可用来对材料的可加工性进行评估。根据动态材料模型的耗散结构理论，输入系统的能量分为2部分，即耗散量和耗散协量，其数学表达式为

图5 lnZ−ln[sinh(ασ)]关系曲线Fig.5Relationship between lnZand ln[sinh(ασ)]

式中：P为输入系统的能量；G为材料变形产生的粘塑性热；J为变形过程中的相关功率消耗，如动态再结晶和超塑性变形等。G和J可分别用式(13)和(14)表达：

式中：m为给定温度及应变速率下的应变速率敏感指数，可写成如下形式：

描述材料功率耗散特征的参数(η)称为功率耗散因子(efficiency of power dissipations)，由耗散协量(J)和材料处于理想线性耗散状态的Jmax决定，即

PRASADY等[22]根据不可逆力学极值原理，认为若耗散函数D()同应变速率满足不等式：

则系统不稳定，由此得到大塑性流变时的材料流变连续失稳判据为：

利用式(16)和(18)分别计算功率耗散率η和塑性失稳值ξ，η越大，表明组织演变耗散的能量所占的比例越大，即组织形态变化越大。ξ为变形温度和应变率的函数，ξ为负数时即为流变失稳。在变形温度和应变速率构成的二维平面上以等值线的形式分别绘制功率耗散图和流动失稳图,再将二者叠加即得到热加工图。图6所示为Ti-45Al-7Nb-1B合金在应变量为0.7时的热加工图，图中数据为功率耗散系数η，灰色区域代表流变失稳区域。从图6可看出：加工图有1个耗散率峰值区域，该区域的温度为1 000~1 130℃，应变速率在0.001~0.01 s−1之间(由于区域太小，图中未显示)，峰值耗散率约为46%。PRASAD等[23]的研究表明，当耗散功率在40%~50%之间时发生动态再结晶，动态再结晶耗散大部分变形功，使得合金微观组织明显细化，同时晶粒细化有利于后续变形，可避免裂纹等缺陷的产生，因此，该高耗散率区域是适合热变形的理想区域。Ti-45Al-7Nb-1B合金的失稳变形发生在应变速率为0.1~1 s−1的区域，在该区域变形时由于应变速率高，易发生隔热剪切带、局部流变及增强相的断裂和脱离等缺陷，不适合进行热加工变形。

图6 Ti-45Al-7Nb-1B合金真应变为0.7的热加工图Fig.6Processing map of Ti-45Al-7Nb-1B alloy at true strain of 0.7

3 结论

1)放电等离子烧结法制备的Ti-45Al-7Nb-1B合金，其高温变形流变应力随变形速率增加或变形温度降低而增加，峰值应力与变形条件之间的关系可用双曲正弦函数来描述，高温变形激活能为497.95 kJ/mol。

2)Ti-45Al-7Nb-1B合金的Arrhenius热变形本构方程为：该方程较好地表征流动应力与变形热力学参数之间的关系。

3)基于动态材料模型的热加工图较好地描述了Ti-45Al-7Nb-1B合金的热变形性能。Ti-45Al-7Nb-1B合金的最佳变形区间为1 000~1 130℃/0.001~0.01 s−1。

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(编辑：汤金芝)

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

国家博士后基金资助项目(2014M551827)；国家自然科学基金资助项目(51302203)；湖南省科技计划项目(2014GK3078)

2015−04−17；

2015−06−30

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