具有層片狀α相組織的TB8鈦合金熱變形行為及本構方程

周亞利，楊秋月，張文瑋，劉田文，何 威，吳 珍，伍 銘，譚元標

(1 貴州大學 材料與冶金學院，貴陽 550025；2 貴州大學貴州省材料結構與強度重點實驗室，貴陽 550025)

鈦合金因優異的室溫和高溫力學性能、良好的焊接性能和耐腐蝕性能被廣泛用作航空領域的鈑金零件、大型鍛件、焊接件以及緊固件[1-2]。鈦合金構件的力學性能取決于熱成形加工后所形成的微觀組織。采用合適的熱成形加工工藝可獲得力學性能優異的微觀組織[3]。目前，對于鈦合金的熱鍛成形加工方法，主要在α+β雙相區加工、近β相區加工和單β相區加工[4-6]。但是，在不同溫度區間進行熱加工，合金構件的組織會有所區別，這會導致其力學性能也呈現出較大差異。

TB8鈦合金是一種亞穩態β型鈦合金，因超高的強度以及高的合金含量，導致其熱加工范圍較窄。為了控制合金構件的微觀組織和改善合金的力學性能，需要深入研究該合金的熱變形行為。近年來，關于TB8鈦合金熱變形行為的研究僅有少量文獻報道[7-9]。Duan等[7]和Tang等[8]研究了鍛態具有少量α相組織的TB8鈦合金的熱變形行為，構建了該合金的熱變形本構方程。前期工作中，本課題組已研究了具有不同初始β晶粒尺寸的TB8鈦合金單β相區的熱變形行為，分析了不同晶粒尺寸和熱加工參數對該合金熱加工行為的作用機理，構建了熱變形本構模型。基于熱加工圖分析，獲得了具有不同晶粒尺寸的TB8鈦合金的最優熱加工參數[9]。TB8鈦合金的熱變形行為是顯著依賴于合金的初始組織和熱加工參數。根據文獻報道[10-12]，對于具有層片狀α相組織的鈦合金在α+β雙相區進行熱加工，可獲得球狀α相和β相的雙相組織。這種組織表現出高的塑性和室溫強度以及優異的疲勞性能[2]。然而，具有層片狀α相組織的TB8鈦合金在α+β雙相區的熱變形行為鮮見報道。

為了改善TB8鈦合金的疲勞性能，本工作將深入研究具有層片狀α相組織的TB8鈦合金在α+β雙相區的熱變形行為，分析具有層片狀α相組織的TB8鈦合金的流變行為，建立熱加工參數與流變應力之間的本構模型，并預測不同變形條件下的流變應力。

1 實驗材料與方法

本工作采用TB8鈦合金為鍛造棒材，Tβ轉變溫度為815 ℃[9]，該合金的成分如表1所示。將初始態合金進行1200 ℃，保溫1 h的退火熱處理，隨后爐冷至室溫。合金經熱處理后的初始組織如圖1所示，粗大的β相晶粒內部包含大量層片狀α相。將經熱處理的樣品加工成φ8 mm×12 mm的熱變形試樣。為了研究具有初始層片狀α相組織的TB8鈦合金的熱變形行為及本構模型，采用Gleeble 3500熱模擬壓縮機對合金進行熱變形實驗。變形溫度為650～800 ℃，溫度間隔為50 ℃，應變速率為0.001～1 s-1，真應變為0.7。將試樣以10 ℃/s的速率直接加熱到實驗設定的變形溫度，保溫5 min以消除試樣內外的溫度梯度。變形后立即水冷到室溫。

表1 TB8鈦合金的化學成分(質量分數/%)

圖1 TB8鈦合金在1200 ℃，保溫1 h退火處理后的金相組織

2 實驗結果與討論

2.1 流變曲線

圖2為TB8鈦合金在不同變形條件下的真應力-應變曲線，在變形條件為650 ℃/1 s-1時，如圖2(a)所示，流變應力隨真應變增加快速增加，并達到一個峰值，隨后隨真應變的增加緩慢降低，呈現一個連續屈服現象。類似的現象也曾在具有初始層片狀α相組織的47Zr-45Ti-5Al-3V合金中觀察到[12]。這種連續的屈服現象主要與流變局部帶的形成、變形熱、層狀α相的球化等微觀組織變化有關。隨著變形溫度從700 ℃升高到800 ℃，變形初期階段的流變曲線可觀察到一個顯著的不連續屈服現象。對于鈦合金，這種不連續屈服現象主要發生在β相區的熱變形過程中或者是具有單β相組織的鈦合金在β相區的熱變形過程中。在鈦合金中，這種不連續屈服現象目前有兩種理論可以解釋：靜態理論[13]和動態理論[14-15]。但Ankem等[16]研究發現Ti-V和Ti-Mn合金在高溫拉伸變形后，在同一溫度下再次變形時并未再現不連續屈服現象。因此，他們認為靜態理論并不能很好地解釋這種現象。對于動態理論，該理論認為不連續屈服現象與大量可動位錯突然從晶界增殖有關。在本工作中，具有初始層片狀α相的TB8鈦合金的熱成形是在α+β雙相區進行，這表明合金在變形過程中發生了α→β相的轉變。眾所周知，熱變形過程中，可動位錯密度是依賴于應變速率。兩者之間可用如下關系描述[16]：

(1)

圖2 TB8鈦合金在不同變形條件下的真應力-應變曲線

2.2 動力學分析

(2)

式中：Q為形變激活能；R為理想氣體常數；A，α，n為與溫度無關的材料常數。將式(2)取對數，得出以下公式：

(3)

將實驗數據代入式(3)，計算分析可得：α=0.00344 MPa-1；Q=415.096 kJ/mol；n=6.57；A=7.46×1019s-1。

(4)

圖3 TB8鈦合金峰值應力與應變速率的關系

圖4 TB8鈦合金峰值應力與變形溫度的關系

(5)

(6)

圖5 TB8鈦合金峰值應力(σp)與Z參數之間的關系

通常，根據公式(3)計算合金熱變形激活能以及材料常數時忽略了應變對流變行為的作用。然而，一些文獻已報道，熱變形過程中的熱變形激活能和材料常數會受到應變的影響[19-20]。為了分析熱變形激活能和材料常數與應變之間的定量關系，可認為Q，α，n和lnA是與應變相關的多項式函數，在本構方程中考慮應變的影響。α，A，n和Q與真應變ε之間可分別用式(7)～(10)的五次多項式表示。

α=α0+α1ε+α2ε2+α3ε3+α4ε4+α5ε5

(7)

n=n0+n1ε+n2ε2+n3ε3+n4ε4+n5ε5

(8)

Q=Q0+Q1ε+Q2ε2+Q3ε3+Q4ε4+Q5ε5

(9)

lnA=A0+A1ε+A2ε2+A3ε3+A4ε4+A5ε5

(10)

先根據式(2)，(3)計算出不同應變條件下的α，A，n和Q值。然后將其帶入式(7)～(10)求出方程的各項系數，即可獲得α，A，n和Q值與ε之間多項式關系表達式。式(7)～(10)的各項系數如表2所示。不同應變條件下α，lnA，n和Q值的變化情況如圖6所示，表明根據實驗數據和多項式函數計算獲得的形變激活能和材料常數保持良好的相關性。從圖6中可以觀察到，α值是隨真應變的增加而增加，而A，n和Q值是隨真應變的增加而逐漸降低。

表2 TB8鈦合金的α, n, Q和lnA的參數擬合結果

圖6 不同應變條件下α, lnA, n和Q值的變化情況 (a)α;(b)lnA;(c)n;(d)Q

圖7 TB8鈦合金在不同應變速率下實驗流變應力與預測流變應力的比較

當修正的α，A，n和Q值計算出之后，可根據如下方程預測不同應變條件下的流變應力值：

(11)

圖7為TB8鈦合金在不同應變速率下實驗流變應力與預測流變應力的比較。如圖7所示，在所有變形條件下實驗獲得的流變應力值與式(11)預測的流變應力值之間都保持較高的吻合度。為了進一步分析實驗獲得的流變應力與本構方程預測的流變應力之間的相關性，可利用兩者之間的相關系數(R2)和平均相對誤差(AARE)參數來進行定量分析。兩者之間的R2和AARE值可通過式(12)，(13)進行計算[20-21]：

(12)

(13)

圖8 不同變形條件下預測應力與實驗應力的相關性

3 結論

(1)在應變速率為1 s-1時，650 ℃變形的流變曲線展現出連續的流變軟化，當溫度高于650 ℃時，流變曲線展現出一個應力降現象。隨應變速率的降低和溫度的增加，應力降現象消失。當應變速率為0.001 s-1時，750 ℃和800 ℃的流變曲線呈現出動態再結晶特征。

(3)α，A，n和Q值與真應變ε之間的關系模型已建立。應變對α，A，n和Q值的影響已分析。α值是隨真應變的增加而增加，而A，n和Q值是隨應變的增加而逐漸降低。實驗應力值和預測應力值之間的相關系數和平均相對誤差參數分別為0.945和9.08%。