粉末冶金TiAl合金的熱變形行為研究

劉 娜， 李 周， 袁 華， 許文勇， 張 勇， 張國慶

(北京航空材料研究院先進高溫結構材料國防科技重點實驗室，北京 100095)

TiAl合金由于其低密度、高比強、良好的抗氧化性等優異性能，在航空航天及汽車工業等領域具有十分廣闊的應用前景［1～4］。但由于其鑄造性能和機加工性能較差等嚴重制約了TiAl合金的實用化進程，而粉末冶金法(Powder Metallurgy，PM)可以使得這些問題得到根本性的解決。粉末冶金方法不僅能夠消除宏觀偏析，獲得的組織細小均勻，而且可以實現復雜制件的近終成形，避免該材料的機加工困難，成為目前國內外材料研究領域的熱點［5～7］。粉末冶金法制備TiAl合金主要有元素粉末法和預合金粉末法，隨著制粉工藝的不斷提高與完善，采用預合金粉末制備TiAl合金成為獲得高質量的TiAl合金坯料的主要途徑。

雖然如此，粉末冶金TiAl合金中仍然存在顯微孔洞、夾雜等微觀缺陷［8，9］，對材料的力學性能產生不利影響。研究表明，熱加工過程可以消除這些微觀缺陷，有效提高粉末冶金TiAl合金的性能。因此，研究粉末冶金TiAl合金的熱變形行為具有重要的實際意義。目前對TiAl合金高溫變形行為的研究多集中在鑄造TiAl合金及元素粉末TiAl合金方面［10～12］，對預合金法 TiAl合金的相關研究較少，尤其是針對采用氬氣霧化粉末制備的粉末冶金TiAl合金而言幾乎是空白。由于制備工藝的不同，粉末冶金TiAl合金的原始坯料組織有較大差異，有必要專門對粉末冶金TiAl合金的熱變形行為進行研究。

本研究針對采用氬氣霧化預合金粉末熱等靜壓制備的粉末冶金TiAl合金，通過熱壓縮模擬研究該合金的高溫壓縮變形行為，建立合金高溫變形的本構模型，為制定合理的粉末冶金TiAl合金的熱加工工藝起到指導作用。

1 實驗材料與方法

實驗用原料鑄錠采用真空自耗電極熔煉制備，采用氬氣霧化法得到TiAl預合金粉末。將篩分后的預合金粉末進行熱等靜壓，最終得到φ60mm×90mm的TiAl合金錠。從TiAl合金熱等靜壓坯錠中切取φ10mm×15mm圓柱形壓縮試樣，在Gleeble－3500熱/力模擬試驗機上進行高溫壓縮變形實驗。為了保證試樣在壓縮過程中處于軸向應力狀態，在試樣兩端面涂抹高溫潤滑劑以減小試樣與壓頭間的摩擦力。試樣以10℃/s的加熱速率分別升溫到1050，1100，1150，1200℃，保溫 10min，然后分別以0.001，0.01，0.1s－1的恒定應變速率進行熱壓縮試驗，變形量為50%。實驗數據的采集由 Gleeble－3500設備的計算機采集系統完成。

2 實驗結果與分析

2.1 粉末冶金TiAl合金的熱變形性能

圖1為粉末冶金TiAl合金的熱加工窗口圖，由圖可以看出，合金在本實驗采用的變形溫度和應變速率范圍內均沒有出現開裂，變形完好。表明采用氬氣霧化預合金制備的TiAl合金在溫度≥1050℃和應變速率≤0.1s－1的加工條件下具有良好的熱加工性。與中南大學的采用等離子旋轉電極霧化粉末準等靜壓方法制備的粉末冶金Ti－46Al－2Cr－2Nb－0.2W－0.15B 合金相比［13］，本研究的 TiAl合金的可加工范圍相對較寬，這可能與采用的原料粉末制備工藝與粉末致密化成形工藝有關，本研究熱等靜壓制備的粉末冶金TiAl合金的最終氧含量為720ppm，致密度為99.6%。

圖1 粉末冶金TiAl合金的熱加工窗口圖Fig.1 Deformation maps of PM TiAl alloy

2.2 粉末冶金TiAl合金的高溫流變曲線

圖2為粉末冶金TiAl合金在不同應變速率和變形溫度下的真應力－真應變曲線。由圖2可以看出，合金在熱壓縮過程中的流變行為表現為:在變形初期流變應力隨著變形量的增加急劇增大，到達峰值應力后，流變應力隨著變形量的增加逐漸減小，最終達到一個相對穩定的穩態應力。這種流變特征是變形過程中應變硬化與動態軟化共同作用的結果。在變形的開始階段，位錯密度的不斷提高增大了材料加工硬化的程度，導致了流變應力快速增加，隨著變形量的增大，動態回復和動態再結晶逐漸增強，抵消了因位錯增殖造成的加工硬化，直至到達峰值應力后，動態軟化開始占據主導作用，流變應力下降，隨著變形量的進一步增大，應變硬化與動態軟化達到了動態平衡，則進入穩態流變階段。

粉末冶金TiAl合金的流變應力對應變速率和變形溫度非常敏感。根據圖2中流變應力數據可知，在應變速率 0.1s－1條件下，合金的峰值應力從1050℃ 的 362.68MPa下降到了1200℃ 的115.65MPa，而在1100℃變形溫度下，峰值應力則從應變速率為 0.001 s－1的 63.06MPa提高到應變速率為 0.1s－1的268.71MPa。表明了在一定應變速率下，流變應力隨變形溫度的升高而顯著下降，這是由于變形溫度的升高降低了材料的臨界剪應力，同時增強了動態回復和動態再結晶的軟化效應，從而影響材料的流變應力;隨著變形溫度的升高，合金表現出明顯的動態軟化現象，在一定變形溫度下，流變應力隨應變速率的增加而提高，由于高的應變速率增加了位錯運動速率而引起了流變應力的提高。

2.3 粉末冶金TiAl合金熱變形本構模型的建立

TiAl合金的熱變形是一個熱激活過程，其變形抗力σp取決于變形溫度T和應變速率˙ε，而˙ε和T的關系可用 Zener－Hollomon 參數 Z 表示［14］:

圖2 粉末冶金TiAl合金熱壓縮變形的真應力－真應變曲線Fig.2 True stress－strain curves of the PM TiAl alloy obtained during the compression tests at the temperatures range from 1050 to 1200℃ with the strain rates of 0.1s－1(a)，0.01s－1(b)and 0.001s－1(c)

式中:R 為理想氣體常數，R=8.314J/mol·K;T 為熱力學溫度，K;Q為變形激活能，即動態軟化激活能，反映材料熱變形的難易程度。Z為Zener－Hollomon參數，其物理意義為經過溫度修正的應變速率，是材料在熱變形過程中重要的力學性能參數。

材料熱變形過程中的峰值應力和應變速率如下關系［15，16］:

低應力水平(ασ ＜0.8)時，

高應力水平(ασ ＞1.2)時，

式中:A1，A2，n1，β 及 α 均為與溫度無關的常數。

以上兩式適用于不同的應力情況，為了避免由于公式選用而造成的不必要的誤差，Sellars和Tegart［17］提出了一種包含Q和T的雙曲正弦形式修正的Arrhenius關系:

式中:A，n和α均為與溫度無關的常數，其中A為結構因子，s－1;n為應力指數;α為應力水平參數，mm2/N。α，β及n1之間滿足如下關系:

研究結果表明，式(4)能夠在相對較寬的應力范圍內較好地描述材料的熱加工變形。根據式(1)和式(4)可得:

由式(6)可推出:

根據雙曲正弦函數的定義，有:

因此，可將σ表示成Zener－Hollomon參數Z的函數:

將式(2)和(3)經過適當變換可得:

對式(4)兩邊取自然對數，并假定Q與T無關，得:

由式(12)得:

作一定應變速率下的 ln［sinh(ασ)］－(103/T)的關系圖(見圖3d)，計算出其平均斜率得到激活能Q=477.56kJ/mol。

由式(6)，得到Z參數為:Z=˙εexp［496.7×103/(RT)］

由式(4)，得到粉末冶金TiAl合金的本構方程為:

或是根據式(9)，將流變應力方程表示為含Z參數的形式:

為了驗證本構方程是否能確切描述粉末冶金TiAl合金熱變形過程中的流變行為，選取一定溫度和應變速率代入本構方程，計算此條件下的峰值應力理論值，并與試驗測量值相比較，結果如表1所示。可見絕大部分的理論值與實測峰值應力值符合的很好，說明該本構方程具有較好的可信度。

3 結論

(1)粉末冶金TiAl合金具有良好的熱加工性，在溫度≥1050℃和應變速率≤0.1s－1的范圍下加工可以保證變形不開裂。

(2)粉末冶金TiAl合金的流變應力對應變速率和變形溫度非常敏感，在低的變形溫度和高的應變速率下合金表現為明顯的動態軟化，隨著變形溫度的升高和應變速率的降低出現了穩態流變軟化現象。

(3)基于雙曲正弦模型，建立了粉末冶金TiAl合金高溫變形下的本構方程，計算了合金的熱變形激活能 Q 為477.56kJ/mol。

圖3 粉末冶金TiAl合金峰值應力與應變速率、溫度的關系Fig.3 Relationship of peak stress and strain，temperature of PM TiAl alloy(a)ln˙ε－lnσ;(b)ln˙ε－σ;(c)ln˙ε－ln［sinh(ασ)］;(d)ln［sinh(ασ)］－103/T

表1 粉末冶金TiAl基合金峰值應力的實測值與理論值的對比(MPa)Table 1 Comparison of peak stress between the measured and the calculated data of PM TiAl alloy

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