TC21合金的熱壓縮變形行為及變形機理

周 舸, 丁 樺, 曹富榮, 趙文娟, 侯紅亮, 李志強

(1. 東北大學 材料與冶金學院， 沈陽 110004；2. 北京航空制造工程研究所，北京 100024)

TC21合金的熱壓縮變形行為及變形機理

周 舸1, 丁 樺1, 曹富榮1, 趙文娟1, 侯紅亮2, 李志強2

(1. 東北大學 材料與冶金學院， 沈陽 110004；2. 北京航空制造工程研究所，北京 100024)

對TC21合金的熱變形行為進行研究，通過對該合金變形過程中應變速率敏感性指數m值、熱變形激活能Q、晶粒指數P的計算，得出不同應變速率和溫度下m值、Q值和P值的變化規律。在繪制動態DMM模型熱加工圖的同時構建含位錯數量的雙相鈦合金高溫變形機理圖。應用熱加工圖分析TC21合金熱變形工藝，確定加工失穩區以及適合加工區域。運用雙相鈦合金高溫變形機理圖，根據不同溫度下TC21合金柏氏矢量補償的晶粒尺寸、模量補償的應力值和位錯數量預報該合金的熱變形機理。

TC21合金；變形激活能；應變速率敏感性指數；晶粒指數；加工圖；變形機理圖

TC21合金是西北有色金屬研究院研制的一種Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Cr-Nb (-Ni-Si)系α＋β雙相鈦合金，具有高強度、高斷裂韌性和較低的裂紋擴展速率等特點，并且該合金在航空航天領域的結構材料中得到了廣泛應用[1?3]，因此，對其熱成形性研究有著重大的現實意義。據文獻[4?5]報道，現階段對金屬的熱變形行為的研究大多數是以熱變形實驗數據為基礎，對應變速率敏感性指數m、變形激活能Q進行計算并繪制熱加工圖。然而在金屬熱變形過程中，晶粒的細化和晶粒長大現象對合金的成形性能起著重大的作用，已有文獻中將變形過程中晶粒尺寸與成形工藝參數相結合的研究相對較少。

變形機理圖又稱為塑性變形的相圖，其基礎是本構方程。本構方程的顯微基礎是位錯動力學理論和金屬學理論。從定量意義上來說，現有的變形機理圖是塑性力學應力與金屬學晶粒尺寸等微觀定量數據的融合。文獻[6?9]提出了歸一化的應力與溫度的蠕變和超塑性變形機理圖。變形機理圖已成功應用于不銹鋼、鋁及鋁基復合材料、鎂合金、鎳及其合金和鈦等。ASHBY[6]構造了恒定晶粒尺寸下歸一化應力和溫度的 A機理圖，用于預報燈泡中鎢絲的蠕變變形。Langdon-Mohanmed構造了歸一化晶粒尺寸與溫度和應力的 L-M 機理圖，預報了純鋁蠕變變形機理[7?8]。RUANO等[9]構造了歸一化晶粒尺寸與應力的 R-W-S機理圖，預報了奧氏體不銹鋼(25Cr-20Ni)超塑性晶界滑移機理。近期文獻[10?13]分別報道了鋁基復合材料、鎳基超合金GTD-111、工業鈦合金CP-Ti和AZ61鎂合金的變形機理圖，實際上它們是A、L-M和R-W-S這3種機理圖的發展與運用。但是這些變形機理圖均未涉及到位錯這個重要的變量，更未見到位錯定量的機理圖。若將熱變形過程中晶粒內部位錯數量通過模型引入到R-W-S機理圖中，構建含位錯數量的雙相鈦合金變形機理圖，不僅可以對雙相鈦合金的變形機理進行預報，還可以定量的預報雙相鈦合金在變形過程中位錯數量。這對深入研究雙相鈦合金的變形機理有著重要的指導作用。

本文作者對TC21合金的熱變形行為進行系統的研究，通過計算該合金熱變形行為過程中的熱變形激活能Q、應變速率敏感性指數m、晶粒指數P、以及建立動態材料模型的DMM加工圖，并繪制包含位錯數量的雙相鈦合金高溫變形機理圖，將其應用于預報TC21合金的熱變形機理中，從而為TC21合金的熱變形行為研究提供理論依據。

1 實驗

本研究采用中國西北有色金屬研究院于 2003年研制成功的一種集高強、高韌、高損傷容限于一體的α+β兩相鈦合金。TC21合金的化學成分[14]為Ti-6Al-2Sn-3Mo-1Cr-2Zr-2Nb，其相變點為(950±5)℃。

將TC21合金試樣機加工成d 8×15 mm的小圓柱體在Gleeble?1500熱模擬試驗機上按以下工藝參數進行熱模擬壓縮試驗。溫度為830～1 010 ℃，溫度間隔為 30 ℃，應變速率為 5×10?4～10 s?1，真應變為 0.64，加熱溫度為10 ℃/s；保溫3 min，變形后水冷以保存高溫組織，在低真空，石墨潤滑的條件下，將經過水冷后的TC21試樣自然冷卻到約250 ℃以下取樣。

對壓縮變形后的TC21合金試樣沿軸向方向，按由粗到細的順序用砂紙進行打磨并拋光，然后采用20 mL HF+40 mL HNO3+100 mL H2O浸蝕劑進行腐蝕。最后在變形試樣熱電偶處，通過OLYMPUS GX51光學顯微鏡對其進行金相組織觀察。同時將該試樣沿著與壓縮軸平行的方向將試樣對半切開，沿軸向切取3 mm的薄片制備透射電鏡試樣，然后進行酸噴處理，試劑為 V(甲醇)∶V(正丁醇)∶V(高氯酸)= 60%∶34%∶6%。電流為40～45 mA，電壓為50 V，溫度為?40～?35 ℃。采用 Tecnai G220透射電鏡對顯微組織進行觀察和分析。

2 結果與討論

2.1 TC21合金應變速率敏感性指數

應變速率敏感性指數m值是衡量材料超塑性的一個重要參數。 Backofen公式反映了超塑性的本質特點，即流動應力σ和應變速率ε˙有關[15?16]：

式中：K為由材料決定的常數；m為應變速率敏感性指數。

將式(1)取對數并微分可得

圖1所示為TC21合金應變ε=0.6，溫度為830、860、890和920 ℃時，應變速率ε˙與流變應力之間的關系圖。圖中直線的斜率為應變速率敏感性指數m。得出的應變速率敏感指數如表1所示。

圖1 TC21 合金的 lg σ —lgε˙曲線Fig.1 lg σ —lgε˙ curves of TC21 alloy

表1 TC21合金不同溫度下的m值 (ε = 0.6)Table 1 Values of m of TC21 alloy at different temperatures

從計算結果中可以看出，隨著溫度的增高，m值有減小的趨勢。同時該合金在超塑性變形溫度下(830～920 ℃)，m值均大于 0.3。據文獻[17]報道，當應變速率敏感性指數m值大于0.3時合金具有良好的成形性能，因此，在830～920 ℃的溫度范圍內，TC21合金具有良好的熱成形性能。但是在超塑性變形溫度范圍內，當變形速率過大時，該合金會出現變形失穩現象。為此，本研究在后續討論中引入動態DMM加工圖理論，綜合考慮應變為0.6時不同溫度、不同應變速率對該合金熱變性行為的影響。

2.2 TC21合金的變形激活能

TC21合金高溫變形是一個熱激活過程，變形溫度、應變速率對流變應力的影響可用下式表示：

式中：K為常數，σ為流變應力，ε˙為應變速率，n為硬化指數，m為應變速率敏感性指數，R為摩爾氣體常數，T為變形溫度，Q為變形激活能。當材料處在超塑性狀態下，可認為n ≈0。當應變速率恒定時，經過數學變換可得到熱變形激活能的表達式：

將經過熱壓縮實驗后的TC21合金的試驗結果繪成lgσ—1/T曲線(見圖2)。曲線中的斜率即為值，將其同m值帶入式(5)即可求出合金熱壓縮變形過程中的激活能。

圖2 TC21合金的lgσ —l/T曲線Fig.2 lgσ —1/T curves of TC21 alloy

從圖2中可以看出，當溫度一定時，TC21合金的熱變形激活能隨著應變速率的增大而增大。這是由于應變速率較高時合金變形過程劇烈，材料內部原子運動加劇，使得熱變形激活能提高。高溫塑性變形行為存在加工硬化和軟化兩個顯著特點，而熱變形激活能值的大小對軟化過程產生很大的影響，因此，可以通過熱變形激活能來判斷合金的軟化機制[18]。1982年SARGENT和 ASHBY[19]在對前人工作進行總結的基礎上，給出α-Ti的自擴散激活能為242 kJ/mol，β-Ti的自擴散激活能為 153 kJ/mol。當應變速率較高時TC21合金的熱變形激活能大于α-Ti的自擴散激活能，因此該合金在變形過程中的軟化機制為晶界滑移。

2.3 TC21合金熱變形過程中晶粒大小的變化

在熱變形過程中伴隨著合金組織的變化。圖3所示為不同應變速率下 TC21合金的微觀組織。從圖3中可以看出，隨著應變速率的減小，晶粒尺寸略有增大。經過計算，應變速率 10?3和 5×10?4s?1時的晶粒尺寸分別為3.125和3.75 μm。

由文獻[20]可知，在變形過程中應變速率ε˙、晶粒尺寸d之間存在下面的關系：

式中：P為晶粒指數，通過P值可以判斷材料在變形過程中是否存在超塑性階段。當 P≥2時材料發生超塑性變形。

將890 ℃時不同應變速率下經過熱壓縮變形后的晶粒尺寸以及應變速率代入式(6)，得出 ε˙ ln —ln(1/d)之間的關系，如圖4所示。

圖4中斜率為P值。在890 ℃時，TC21合金的晶粒指數為3.4。P＞2，表明該溫度下TC21合金發生超塑性變形。上面計算出 890 ℃時該合金的 m值為0.36，m值大于0.3屬于超塑性變形范圍，這與P值計算結果(P＞2屬于超塑性變形)相對應。依據上述方法，可以計算出不同溫度下的P值，如圖5所示。

圖3 不同應變速率下的微觀組織 (T= 890 ℃, ε=0.6)Fig.3 Microstructures of TC21 deformed at different strain rates: (a) 10?3 s?1; (b) 5×10?4 s?1

圖4 TC21合金的 ln ε ˙—ln(1/d)曲線Fig.4 l n ε ˙—ln(1/d) curves of TC21 alloy

如圖5所示，隨著變形溫度的增加，晶粒指數P逐漸減小。這說明溫度的升高，TC21合金在變形過程中發生動態再結晶的晶粒出現晶粒長大行為，使得該合金塑性降低。當變形溫度高于980 ℃時P值小于2，此時變形過程不再是超塑性變形。

圖5 TC21合金溫度T—晶粒指數P曲線Fig.5 T—P curves of TC21 alloy

2.4 TC21合金的動態DMM加工圖

動態DMM加工圖理論將熱成形工藝與成形性能有機的結合在一起，能清晰準確地反映金屬在熱變形過程中變形溫度、應變速率與金屬的成型性能之間的關系。動態DMM加工圖是將功率耗散率圖與失穩圖疊加獲得。通過式(7)和(8)可以分別確定功率耗散率等值曲線和流變失穩范圍[21]。

式中：η為該合金在變形過程中用于組織變化能量的耗散率，m為應變速率敏感性指數。

將 TC21合金的試驗數據代入式(7)和(8)，運用Origin軟件可以繪制出TC21合金動態DMM加工圖，如圖6所示，圖中曲線為功率耗散率的等值曲線，陰影部分為TC21合金變形過程中的流變失穩區。

從圖6中可以看出，溫度范圍在820～880 ℃，應變速率為 5×10?4～5×10?3s?1(Ⅰ區)， 峰值效率為54%，峰值對應的溫度和應變速率分別為 860 ℃和5×10?3s?1。此區域為TC21合金應變為0.6時的適合加工成形區域。溫度范圍在820～1 020 ℃，應變速率為0.01～10 s?1。在此區域（）εξ˙＜0，說明該合金發生流變失穩，出現大范圍的流變失穩區。

從圖6中還可以看出，功率耗散率值較大的區域有兩個，Ⅱ區雖然功率耗散率較高，但落在了流變失穩區內，因此不適合成形加工。這說明功率耗散率較大時不一定都具有良好的塑性成形性能，還應綜合考慮流變失穩情況。應變量較大時，應變速率的增大使得該合金的成形性能明顯下降，不利于熱加工成形。因為當應變速率增大時，在變形過程中大量的熱量難以散出，出現了絕熱剪效應。絕熱剪切帶的形成使得該合金在絕熱剪切帶處出現流變失穩現象。因此，在TC21合金熱加工過程中應該合理控制應變速率。

圖6 應變為0.6時TC21合金的熱加工圖Fig.6 Processing map of TC21 alloy at 6.0=ε

2.5 含位錯的TC21合金高溫變形機理圖理論預報

RWS機理圖僅獲得應力、應變速率、晶粒尺寸這3方面的信息，是不含位錯的變形機理圖。下面將本構方程組與位錯模型相結合，獲得應力、應變速率、晶粒尺寸和位錯數的機理圖。

2.5.1 含位錯數的變形機理圖的構建

以柏氏矢量補償的晶粒尺寸為縱坐標、以模量補償的流動應力為橫坐標構建不同溫度下的應變速率控制的高溫變形機理圖。每種變形機理都可以用一個速度控制方程來表達。服從下式：

式中：Si是狀態變量，描述當前的顯微狀態。Pj是材料性能諸如點陣參數、原子體積、結合能、模量、速控過程的擴散系數等。根據不同的變形機理Si、Pj代表不同的數值和代數式。具體來說，一般的金屬高溫變形機理可用如下形式的本構方程描述：

式中：iε˙為穩態應變速率；iA、m和P是材料常數，依據不同的機理取不同的值；iσ為應力；E為彈性模量；id是晶粒尺寸；b是柏氏矢量；D是擴散系數，根據不同的機理 D或等于晶格擴散系數 DL，或等于位錯管擴散系數DP，或者等于晶界擴散系數Dgb。

將不同變形機理的數據帶入式(10)中，從而獲得流動擴散機制、晶界滑移、滑移三類本構方程，并且求解上述本構方程不同機理區域的分界線和節點數據。以模量補償應力作為橫坐標，以柏氏矢量補償的晶粒尺寸作為縱坐標，應用計算機繪圖軟件繪制出RWS變形機理圖。

單個晶粒內部位錯根數計算公式如下[22]：

式中：ni為晶粒內部位錯根數，ν為泊松比，τi為切應力(MPa)，τi= 0 .5σi。將TC21試驗數據代入式(11)并且結合 RWS變形機理圖求出各個節點處的位錯數量，將各點的位錯數量標在上述 RWS變形機理圖的節點處，得到含位錯的TC21合金高溫變形機理圖。在計算過程中，所運用到的鈦合金的基本物理參數如下：α-Ti的b=2.95×10?10m，在不同溫度下合金的剪切模量 G =4. 36×104[ 1-1.2(T-300)/1 933]；β-Ti的b=2.86×10?10m，在不同溫度下合金的剪切模量G =2. 05×104[ 1-0.5（T - 300）/1933]；鈦合金的泊松比ν=0.34； 波 爾 茲 曼 常 數 k =1.38×10?23J/K ；E= 2G （1+ ν ）。

2.5.2 應用含位錯數的變形機理圖對TC21合金變形行為的分析

按照以上方法分別繪制出 830、890、950和1 010 ℃的鈦合金變形機理圖，如圖7(a)～(d)所示。對TC21合金830、890、950和1 010 ℃時的熱變形行為過程中的柏氏矢量補的晶粒尺寸、模量補償的應力值、位錯數量進行計算，將計算得出的結果參照圖7(a)～(d)得出TC21合金不同成形工藝的變形機理。計算結果如表2所示。

表2 TC21合金熱變形實驗數據計算結果Table 2 Calculated results for hot compression deformation of TC21 alloy

圖7 雙相鈦合金在1 103～1 283 K溫度下構建的熱變形機理圖Fig.7 Rate controlling deformation mechanism maps for two-phase titanium alloy constructed at 1 103?1 283 K: (a) 1 103 K; (b)1 163 K; (c) 1 223 K; (d) 1 283 K

據圖7(a)所示，TC21合金在1 103 K時可以得出，當應變速率較低時落入位錯多邊形(0)-(30)-(6)-(0)-(0)中，說明該區域的應力指數為 2，變形機理為晶格擴散控制的超塑性晶界滑移。而當應變速率較大時落入(6)-(39)-(6)-(1)-(0)的位錯多邊形中，說明該區域的應力指數為4，變形機理為位錯管晶界滑移。

據圖7(b)所示，TC21合金在1 163 K時可以得出，此時落入位錯多邊形(0)-(0)-(1)-(36)-(1)中，說明該區域的應力指數為 2，變形機理為晶格擴散控制的超塑性晶界滑移。

據圖7(c) 所示，TC21合金在1223K時可以得出，此時落入位錯多邊形(0)-(0)-(1)-(5)-(0)中，說明該區域的應力指數為 2，變形機理為晶格擴散控制的超塑性晶界滑移。

據圖7(d) 所示，TC21合金在1283K時可以得出，此時落入位錯多邊形(0)-(0)-(1)-(7.9×108)-(121)中，說明該區域的應力指數為 2，變形機理為晶格擴散控制的超塑性晶界滑移。

通過上述分析可見，TC21合金在熱變形過程中，變形機理為晶格擴散控制的超塑性晶界滑移和位錯管晶界滑移。根據 Ball-Hutchison模型，認為在晶界滑移過程中將幾個晶粒看作為一個組態。在滑動晶界的頂端存在著起障礙作用的晶粒，在該處引起應力集中，并在此障礙晶粒內部產生位錯源，如圖8所示。位錯源發射的位錯在晶粒內運動遇到障礙后塞積在對側的晶界上，當塞積群中的領先位錯沿晶界攀移到晶界相消點(三晶粒相交處)，塞積群的反應力就會松弛，晶內位錯源又會再發射新位錯，使晶界滑動一段距離。在高溫下，位錯攀移會不斷進行，這種機制所產生的晶界滑動就會不斷進行。包含位錯數量的雙相鈦合金高溫變形機理圖中的位錯多邊形定量的給出了鈦合金不同變形機理的位錯數。同時也驗證了圖8(a)和(b)中位錯的存在。

圖8 TC21合金在890 ℃和應變速率為0.001 s?1時的TEM像Fig.8 TEM images of TC21 alloy compressed at 890 ℃ and 0.001 s?1

3 結論

1) 通過對 TC21合金變形熱壓縮變形數據的計算，得出應變為0.6時，超塑性變形溫度(830～920 ℃)下的應變速率敏感性指數m值均大于0.3。應變速率為 ε˙=5×10?4～5×10?2s?1時 ， 其 熱 變 形 激 活 能Q=131.36～391.92 kJ/mol。溫度小于 980 ℃時的晶粒指數P＞2，合金發生超塑性變形。

2) 從 TC21合金熱加工圖中可以得出溫度在820～1 020 ℃，應變速率在 0.01～10 s?1區域內合金發生流變失穩。實際加工過程中應予以避免。

3) 獲得了包含位錯數的雙相鈦合金高溫變形機理圖，給出了流變應力、晶粒尺寸以及位錯數量之間的定量關系，對變形機理進行了準確的預報，為TC21合金的應用提供了深入的理論依據。

REFERENCES

[1] 郭鴻鎮, 張 維, 趙張龍, 姚澤坤, 虢迎光, 王保善, 趙永慶,曲恒磊. TC21新型鈦合金的超塑性拉伸行為及組織演化[J].稀有金屬材料與工程, 2005, 34(12): 1935?1939.GUO Hong-zhen, ZHANG wei, ZHAO Zhang-long, YAO Ze-shen, WANG Bao-shan, ZHAO Yong-qing, QU Heng-lei.The superplastic tensile deformation behavior and structure evolution of new type titanium alloy-TC21[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2005, 34(12): 1935?1939.

[2] 曲恒磊, 趙永慶, 馮 亮, 奚正平, 李 輝, 夏源明. TC21鈦合金不同變形條件下的顯微組織研究[J]. 材料工程, 2006(s1):274?277.QU Heng-lei, ZHAO Yong-qing, FENG liang, XI Zheng-ping, Li hui, XIA Yuan-ming. Study on microstructures of TC21 alloy under different deformation conditions[J]. Journal of Materials Engineering, 2006(s1): 274?277.

[3] 馮 亮, 曲恒磊, 趙永慶, 李 輝, 張穎楠, 曾衛東. TC21合金的高溫變形行為[J]. 航空材料學報, 2004, 24(4): 11?13.FENG liang, QU Heng-lei, ZHAO Yong-qing, LI hui, ZHANG Ying-nan, ZENG Wei-dong. High temperature deformation behavior of TC21 alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials,2004, 24(4): 11?13.

[4] 戚運連, 曾衛東, 趙永慶, 奚正平, 王蕊寧, 杜 宇, 洪 權,郭 萍. Ti-Al-Zr-Sn-Mo-Si-Y合金高溫塑性變形行為及加工圖[J]. 稀有金屬材料與工程, 2007, 36(11): 1891?1895.QI Yun-lian, ZENG Wei-dong, ZHAO Yong-qing, XI Zheng-ping, WANG Xin-ning, DU Yu, HONG Quan, GUO Ping.Hot plastic deformation and the processing map of Ti-Al-Zr-Sn-Mo-Si-Y alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2007, 36(11): 1891?1895.

[5] 王蕊寧, 奚正平, 趙永慶, 戚運連, 杜 宇. Ti53311S合金高溫塑性變形行為及加工圖[J]. 稀有金屬材料與工程, 2008, 37(1):10?13.WANG Xin-ning, XI Zheng-ping, ZHAO Yong-qing, QI Yun-lian, DU Yu. Map of hot plastic deformation for Ti53311S alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(1):10?13.

[6] ASHBY M F. A first report of deformation mechanism map[J].Acta Metal, 1972, 20: 887?897.

[7] MOHAMED F A, LANGDON T G. Deformation mechanism maps based on grain size[J]. Metal Trans A, 1974, 5: 2339?2345.[8] LANGDON T G, MOHAMED F A. A new type of deformation mechanism map for high-temperature creep[J]. Mater Sci Eng A,1978, 32: 103?112.

[9] RUANO O A, WADSWORTH J, SHERBY O D. Deformation mechanisms in an austenitic stainless steel (25Cr-20Ni) at elevated temperature[J]. J Mater Sci, 1985, 20: 3735?3744.

[10] MISHRA R S, MUKERJEE A K. The rate controlling deformation mechanism in high strain rate superplasticity [J].Mater Sci Eng A, 1997, 234/236: 1023?1025.

[11] SAJJADI S A, NATEGH S. A high temperature deformation mechanism map for the high performance Ni-base superalloy GTD-111[J]. Mater Sci Eng A, 2001, 307: 158?164.

[12] TANAKA H, YAMADA T, SATO E, JIMBO Z. Distinguishing the ambient-temperature creep region in a deformation mechanism map of annealed CP-Ti[J]. Scripta Materialia, 2006,54: 121?124.

[13] CHUNG S W, HIGASHI K, KIM W J. Supperplastic gas pressure forming of fine-grained AZ61 magnesium alloy sheet[J].Mater Sci Eng A, 2004, 372: 15?20.

[14] 宮旭輝, 王 宇, 夏源明, 葛 鵬, 趙永慶. TC21合金的高溫動態拉伸力學行為[J]. 中國有色金屬學報, 2010, 20(4): 647?654.GONG Xu-hui, WANG Yu, XIA Yuan-ming, GE Peng, ZHAO Yong-qing. Dynamic tensile behavior of TC21 titanium alloys at elevated temperatures[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(4): 647?654.

[15] BACKOFEN W A, TURNER I R, AVERY D H. Superplasticity in an Al-Zn alloy [J]. ASM Trans Qaurt, 1964, 57: 980?990.

[16] PEREVEZENTSEV V N, CHUVILDEEV V N, LARIN S A.Deformation micromechanisims and superplastic flow rheology in a wide strain rate range [J]. Superplasticity in Advanced Materials, 1994, (5): 613?618.

[17] 趙曉賓, 王高潮, 曹春曉, 李臻熙, 楊 剛, 范定兵. TC11鈦合金的最大m值超塑性變形研究[J]. 航空材料學報, 2008, 28(2):5?8.ZHAO Xiao-bin, WANG Gao-chao, CAO Chun-xiao, LI Zhen-xi,YANG Gang, FAN Ding-bing. Maximum m superplasticity deformation for TC11 titanium alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2008, 28(2): 5?8.

[18] CHEN C C, COYNE J E. Deformation characteristics of Ti-6Al-4V alloy under isothermal forging conditions [J].Materials and Transaction A, 1975, 7(12): 1931?1941.

[19] SARGENT P M, ASHBY M F. Deformation maps of titanium and zirconium [J]. Scripta Materialia, 1982, 16(12): 1415?1422.

[20] WATANABE H, MUKAI T, KOHZU M, TANABE S, HIGASHI K. Effect of temperature and grain size on the dominant diffusion process for superplastic flow in an AZ61 magnesium alloy[J].Acta Mater, 1999, 47(14): 3753?3758.

[21] 趙建國. TC21合金的熱變形行為及組織演變[D]. 大連: 大連理工大學, 2008.ZHAO Jian-guo. TC21 alloy: Hot deformation behavior and microstructure evolution of TC21 alloy during hot working[D].Dalian: Dalian University of Technology, 2008.

[22] 曹富榮. 超輕鎂合金在高溫下的制備及變形機理[J]. 沈陽:東北大學, 1999: 26?36, 94.CAO Fu-rong. Preparation and their deformation mechanism of ultralight magnesium alloys at elevated temperatures [D].Shenyang: Northeastern University, 1999: 26?36, 94.

Hot compression deformation and deformation mechanisms of TC21 alloy

ZHOU Ge1, DING Hua1, CAO Fu-rong1, ZHAO Wen-juan1, HOU Hong-liang2, LI Zhi-qiang2
(1. School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110004, China;2. Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research Institute, Beijing 100024, China)

The hot compression deformation of TC21 alloy was investigated. Throngh the calculation of strain rate sensitivity exponent (m), deformation activation energy (Q) and grain size exponent (P) during hot compression deformation, the variations of m, Q and P values at different strain rates and temperatures were obtained. The hot processing map based on the dynamic materials modeling was drawn while the high-temperature deformation mechanism maps incorporating dislocations inside grains were obtained. The processing map was used to analyze the hot deformation behavior and determine the processing instability regime and appropriate processing regimes. Within appropriate processing regime, based on the elevated temperature deformation mechanism maps, the Burgers vector compensated grain size, modulus compensated stress and dislocation quantities of TC21 alloy at different temperatures were calculated to elucidate the hot deformation mechanisms.

TC21 alloy; deformation activation energy; strain rate sensitivity exponent；grain size exponent; processing map; deformation mechanism map

TG146.2；TG113

A

1004-0609(2011)09-2111-08

國家安全重大基礎研究項目

2010-09-02；

2011-01-05

丁 樺，教授，博士；電話：024-83687746；E-mail：hding@263.com

(編輯 何學鋒)