原位自生TiB 增強鈦基復合材料的熱變形行為

王二永， 馬鳳倉， 劉新寬， 李 偉， 張 柯

（上海理工大學 材料科學與工程學院，上海 200093）

通過原位自生方法制備的非連續增強鈦基復合材料（discontinuously reinforced titanium matrix composites, DRTMCs）具有更高的比強度、更高的比模量和良好的高溫耐久性，因此被廣泛關注[7]。研究表明，TMCs 的高溫強度比鈦及鈦合金材料的高很多[8]。但同時增強體的添加也降低了TMCs 的塑性，導致材料加工困難[9]，具有均勻增強體分布的TMCs 總體上表現出脆性[10]。因此，很難通過熱加工的方法制備出性能較好的TMCs，從而限制了其應用。為了進一步了解熱加工過程中加工溫度和應變速率對TMCs 性能的影響，可借助等溫熱壓縮實驗對復合材料的高溫變形行為進行研究。因此，關于等溫熱壓縮過程中TMCs 的熱變形行為和微觀組織演變的研究受到了廣泛關注[11-15]。Ma 等[16]研究了TiC/Ti-1100 復合材料的熱變形行為，并評估了TiC 顆粒的強化效果。結果表明，隨著TiC 顆粒的摻入，復合材料的流變應力增加。Tjong 等[17]在熱變形過程中，增強體的形貌、分布和尺寸會相應改變，這會導致復合材料的性能發生變化。關于TMCs 在熱變形過程中的變形行為和微觀組織演變的研究，對TMCs在熱加工過程中的加熱溫度、變形量和應變速率等工藝參數的確定和優化，具有較高的參考價值。

本文通過等溫熱壓縮分析研究了原位自生TiB/Ti 復合材料流變應力曲線的特征；計算了試樣在不同相區的塑性變形表觀激活能；分析了試樣的熱變形行為以及影響因素；研究了在不同變形條件下試樣的微觀組織演變規律。

1 實驗材料與方法

1.1 復合材料制備

本研究中使用的材料是以TiB 晶須為增強體，以Ti（質量分數≥99.9%）為基體的復合材料。使用熔鑄法制備TMCs。首先將海綿鈦顆粒和二硼化鈦（質量分數≥99.5%）粉末混合均勻，接著利用壓機將混合均勻的原料壓制成預制棒，然后將預制棒焊接在一起，最后將焊接好的預制棒置于真空自耗電弧爐中熔煉。為了確保復合材料化學成分的均勻性，將鑄錠反復熔煉3 次。在熔鑄過程中，TiB2和Ti 通過以下反應原位生成TiB 晶須：

熔鑄完成后將鑄錠在溫度為1 423 K 的爐內作均勻化處理，保溫1.5 h，隨后隨爐冷卻。本研究制備的TiB 增強體在復合材料中的體積分數為5%。

1.2 方法

采用傳統方法制備金相觀察用樣品。首先從鑄錠和熱壓縮后的試樣上用線切割方法切割樣品進行鑲樣。然后使用金相砂紙對樣品打磨。砂紙選用順 序 為600 目、 800 目、 1000 目、 1200 目、 1500目和2000 目，最后在高速金相拋光機上進行拋光。拋光液使用的是SiC 和水的懸濁液。用Kroll"s 試劑(HF、HNO3和H2O 體積比為 1∶3∶0)對樣品進行腐蝕，腐蝕時間為8 s。金相組織觀察在光學顯微鏡(optical micrographs, OM)上進行。

使用金相法測得5% TiB 增強TMCs 的β 相轉變溫度(βt)為900 ℃。熱壓縮試樣是從鑄錠上通過線切割方法獲得，樣品的高度為12 mm，直徑為8 mm。使用Gleeble-1500 熱模擬試驗機在850～1 050 ℃進行熱壓縮實驗，應變速率分別為0.02、0.10 s?1和0.50 s?1，整個實驗過程在真空下進行。加載前，將樣品以5 ℃/s 的速度加熱至設定溫度，然后在變形溫度下保持300 s，使得樣品受熱均勻。為了減小摩擦對實際應力的影響，避免實驗誤差，將石墨片放置在樣品和模具之間，當變形量達到60%后，將樣品立即放入水中淬火，以便觀察變形中試樣的微觀組織。

2 結果與討論

2.1 TiB/Ti 復合材料微觀組織觀察

圖1 所示為5% TiB 增強TMCs 的金相圖。由圖1 可知，針狀晶須是TiB 增強體，TiB 增強體以微米級均勻地分布在基體中，采用統計法測量得出平均直徑為850 nm，平均長徑比為26.5±4.1。

綜上所述，通過高通量測序技術，首次針對郎酒高溫制曲進程中，細菌與真核微生物的多樣性、菌群演化規律以及優勢菌群進行了系統探究。

圖 1 TiB/Ti 復合材料的金相圖(未腐蝕)Fig.1 Metallography of the TiB/Ti composite (unetched)

圖 2 TiB/ Ti 復合材料的真應力-真應變曲線Fig. 2 True stress-strain curves of the TiB/Ti composites

2.2 真應力-真應變曲線

圖2 為5% TiB 增強TMCs 在不同變形溫度和不同應變速率條件下變形的真應力-真應變圖。由圖2 可知，試樣在（α+β）相區（850～900 ℃）的流變應力曲線均為典型的動態再結晶曲線，其存在3 個階段，即加工硬化階段、流變軟化階段和穩態流變階段。觀察試樣在（α+β）相區不同變形溫度相同應變速率下的流變應力曲線，可發現其初始變形階段的峰值應力明顯，并隨著溫度的升高，其流變應力顯著降低。這是由于當變形溫度接近βt時，試樣內α 相隨著溫度的升高大量轉變為β 相。相比于α 相，β 相內滑移系較多，且自擴散系數也高于α 相，因此，隨著β 相的增多會促進材料的流變應力降低。

觀察試樣在β 相區（950～1 050 ℃）的流變應力曲線，可看到在β 相區進行熱變形時，仍然可觀察到再結晶流變曲線3 個階段的特征，但達到穩態流變的速度明顯加快。隨著變形溫度的升高及應變速率的下降，試樣的峰值應力逐漸變得不那么明顯，曲線特征由動態再結晶應力-應變曲線特征轉變為動態回復應力-應變曲線特征。觀察在不同變形溫度相同應變速率下試樣的流變應力曲線，發現隨著溫度的升高，其流變應力降低的趨勢減緩。這是由于在β 相區中試樣內相含量不再隨溫度變化，且可固溶的第二相幾乎完全溶解在基體當中，可以影響流變應力的因素僅剩位錯的可動性和材料自擴散系數隨溫度而變化2 個方面，因此對變形溫度的敏感性低于（α+β）相區。

由圖2 可知，當應變大于0.2 時，應變量對試樣的流變應力產生輕微影響，這是由于試樣變形過程中在加工硬化和流變軟化之間達到了動態平衡，這是由試樣在熱變形過程中基體位錯的增殖和釋放實現的。

根據上述對材料流變應力曲線特征的分析可以得出，變形溫度、應變速率和應變量對試樣的熱變形行為有著重要影響。

圖 3 峰值應力與變形溫度及應變速率之間的關系Fig.3 Relationships of the peak stress with deformation temperature and strain rate

2.3 塑性變形表觀激活能和本構方程

為進一步了解5% TiB 增強TMCs 的熱變形行為和變形機制，計算了試樣的塑性變形表觀激活能。由圖2 可知，材料的真應力-真應變曲線特征在（α+β）相區和β 相區有較大差異，所以有必要計算不同相區塑性變形表觀激活能。已有的研究表明，材料的流變應力與變形溫度和應變速率之間的關系可以用雙曲正弦型方程[18-19]描述，該方程稱為材料熱變形的本構方程，如式(2)所示：

峰值應力在式(2)和式(3)中被用于熱變形的動力學分析。對σ-ln和 lnσ-ln進行線性回歸分析，結果如圖3（a）和圖3（b）所示。由圖3（a）和圖3（b）可知，在（α+β）相區和β 相區中計算出的α 值分別為0.014 和0.029。然后利用 α 的值及不同變形條件下的峰值應力繪制ln[sinh(ασ)]-ln)和ln[sinh(ασ)]-1/T 的擬合圖，結果如圖3（c）和圖3（d）所示。對式(2)采用對數形式推導得出式(4)和(5)：

圖3（c）中曲線斜率的倒數為n1，式（4）和式（5）通過線性回歸分析圖3 中峰值應力σ、應變速率和溫度T 之間的關系，分別計算得出（α+β）相中n1=4.75 和Q = 789.8 kJ /mol，β 相 中n1= 6.18 和Q =271.6 kJ /mol，高于α-Ti 自擴散激活能（150 kJ /mol）和β-Ti 自擴散激活能（153 kJ /mol）[20]。

Mokdad 等[21]分析認為，TiB / Ti 復合材料由于增強體的存在，在變形過程中基體位錯受到增強體的限制，位錯運動所需的激活能和外部應力都會增加。但隨著溫度的升高，β 相中的滑移系顯著增加，TiB 對位錯運動的阻礙作用減弱，材料的塑性變形表觀激活能降低。該結果表明，材料的變形機制隨著溫度的升高而發生變化，這與材料內α 和β 相的比例相關。

變形溫度和應變速率對熱變形的綜合影響通過Zener-Hollomon parameter （Z）描述：

將不同相區求得的塑性變形激活能Q、α 值以及不同變形溫度T 和不同應變速率以及所對應的峰值應力帶入式（6）和式（7），分別計算得出lnZ 和 ln[sinh(ασ)]，通 過 線 性 回 歸 法 得 出lnZ 和ln [sinh（ασ）]關系曲線，如圖4 所示。從圖4 中可得出，在不同相區的lnZ 和ln[sinh（ασ）]均擬合的非常好，其中相關系數和在不同相區分別為0.992 和0.947，這表明式（2）的本構方程很適用于描述5%TiB 增強TMCs 在熱壓縮變形過程中材料的流變應力、變形溫度和應變速率之間的關系。

圖 4 峰值應力與Z 參數的關系Fig. 4 Relationship between peak stress and Z parameter

在圖4 中，lnZ 和ln [sinh(ασ)]回歸直線的斜率為n，截距為lnA。通過計算分別得出（α+β）相區中n=4.685，lnA=79.015；β 相區中n=5.847，lnA=22.333。最終分析計算出在不同相區的本構方程分別如下。

（α+β）相區:

因此，該本構方程很好地描述了5%TiB 增強TMCs 在高溫熱壓縮變形過程中材料的峰值應力與應變速率和變形溫度之間的關系，這對于在特定熱變形條件下的變形抗力的評估以及為熱加工過程中設備的選擇和工藝參數的設計提供了理論依據。

2.4 變形溫度的影響

圖5 所示為5%TiB 增強TMCs 在不同變形溫度及應變速率為0.10 s?1壓縮變形后的微觀組織。由圖5 可知，基體與增強體呈現協調變形，TiB 增強體沿垂直于壓縮方向定向排列。當變形溫度為850 ℃時，基體呈現典型的α 相；當變形溫度為900 ℃時，α 相大量減少，β 相出現；當變形溫度為950～1 050 ℃時，已基本看不到變形的α 相，基體大部分轉變為細長的β 相。這是由于當變形溫度高于βt時，會促進基體從α 相到β 相的同素異晶轉變。同時觀察到，在不同的溫度變形時，TiB 增強體斷裂程度不同，隨著變形溫度的提高，TiB 增強體的斷裂現象減少，長徑比隨著變形溫度的升高而增大。當變形溫度為850 ℃和900 ℃時，TiB 增強體出現嚴重的折斷現象；當變形溫度為950～1 050 ℃時，TiB 增強體的斷裂現象有所減緩，只有少數長徑比較大的增強體發生折斷。這是由于在低溫時，基體強度以及基體與增強體之間的界面結合強度較高，即基體對增強體的約束力較高，導致TiB 增強體與基體之間變形不協調，增強相周圍就會產生嚴重變形區而引起應力集中，當應力積累到一定程度就會引發TiB 增強體折斷。而當變形溫度較高時，基體發生軟化，導致基體與增強體之間的界面結合強度較低，即基體對增強體的約束力較弱，從而使增強體與基體之間變形協調能力提高，增強相周圍應力集中減緩，最終導致TiB 增強體折斷現象減少。

圖 5 TiB/Ti 復合材料在不同變形溫度下的金相圖(=0.10 s-1)Fig.5 Metallographies of the TiB/Ti composites deformed at different temperatures (=0.10 s-1)

2.5 應變速率的影響

圖6 所示為5% TiB 增強TMCs 在不同應變速率及變形溫度為1 000 ℃壓縮變形后的微觀組織。由圖6 可知，應變速率對TiB 增強體和基體組織均有明顯影響。由于變形溫度高于βt，基體呈現二次α 相，初始相消失。當為0.50s?1時，基體含有少量α 相和大量β 相；當為 0.10 s?1時，α 相已不存在；當為0.02 s?1時，觀 察 到 基 體 變 形 均 勻 和 全 為β 相。這表明材料內α 相隨著應變速率的減小而減少，這主要由于在低應變速率下基體中有足夠的時間形成β 晶粒。同時觀察到，當為0.50 s?1時，TiB增強體出現嚴重斷裂；當為0.10 s?1時，TiB 增強體的斷裂現象明顯減少，有部分長徑比較大的晶須出現；在為0.02 s?1低應變 速 率下，長徑比更大的TiB 增強體的數量顯著增多，大部分增強體并未出現斷裂。這表明應變速率的降低有利于提高基體組織和增強體的協調變形，減少TiB 增強體的斷裂，提高增強體長徑比，這有助于材料承載外加應力，提高復合材料的整體強度。

綜合以上分析，5% TiB 增強TMCs 的顯微組織對變形溫度和應變速率極其敏感，變形溫度的升高和應變速率的降低，均有助于提高材料的性能，想要獲得最佳的組織性能，需對變形溫度和應變速率進行嚴格的控制。

圖 6 TiB/Ti 復合材料在不同應變速率下的金相圖(T=1 000 ℃)Fig. 6 Metallographies of the TiB/Ti composites deformed at different strain rates (T=1 000 °C)

3 結 論

(1)在溫度850～1 050 ℃和應變速率范圍0.02～0.50 s?1時，溫度和應變速率對5% TiB 增強TMCs的流變應力和峰值應力有顯著影響，流變應力和峰值應力均隨著溫度的升高和應變速率的降低而減小。在高變形溫度和低應變速率下變形時，基體有足夠長的時間進行動態流變軟化，TiB 增強體有足夠長的時間進行旋轉取向而減少斷裂，從而有利于提高材料的性能。

(2) 5% TiB 增強TMCs 在（α+β）相區和β 相區的塑性變形表觀激活能分別為789.8 kJ / mol 和271.6 kJ / mol，均高于不同晶型的純Ti 的塑性變形表觀激活能。分析認為，塑性變形表觀激活能的增加與TiB 增強體的強化作用有關，TiB 的存在使得位錯在變形過程中受到增強體的限制，位錯運動所需的激活能和外部應力都會增加，但隨著溫度的升高，塑性變形表觀激活能降低，表明材料的變形機制發生改變。

基于5% TiB 增強TMCs 在不同變形溫度下流變應力曲線的分區特征，建立了在850～1 050 ℃內不同相區的本構方程不同。