TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的熱變形行為及組織演變

張高杰， 馬鳳倉， 劉新寬， 李 偉， 張 柯

（上海理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200093）

隨著航空航天、電子和汽車等領(lǐng)域?qū)δ透邷夭牧闲阅芤蟮牟粩嗵嵘伝鶑?fù)合材料以其高比強(qiáng)度、高的高溫強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性、高彈性模量被廣泛研究[1-3]。原位熔鑄技術(shù)制造鈦基復(fù)合材料方法簡單，并且可進(jìn)一步采用鍛造、軋制和擠壓等簡單的工藝對復(fù)合材料進(jìn)行加工。除此之外，原位熔鑄技術(shù)制備的鈦基復(fù)合材料避免了外加法制備技術(shù)存在的界面污染問題，具有基體和增強(qiáng)相之間結(jié)合強(qiáng)度高的優(yōu)點(diǎn)[4-6]。TiB 增強(qiáng)相具有優(yōu)異的性能，例如高強(qiáng)度、高彈性模量、密度與鈦合金相似和原位生成TiB 增強(qiáng)相呈纖維狀且具有較高的長徑比[7]，因此原位熔鑄制備TiB 增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料是研究的熱點(diǎn)。

由于增強(qiáng)相的加入，增強(qiáng)相和基體之間力學(xué)性能的不匹配會導(dǎo)致鈦基復(fù)合材料的熱加工性能降低，這引起了研究人員的廣泛關(guān)注[8-10]。通過等溫?zé)釅嚎s模擬試驗(yàn)，可以研究在不同的變形溫度和應(yīng)變速率下復(fù)合材料的熱變形行為，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)對其熱加工工藝參數(shù)的優(yōu)化，調(diào)控其組織性能。馬鳳倉等[11]通過等溫?zé)釅嚎s模擬試驗(yàn)研究了TiC 增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的熱變形行為，研究表明：TiC 的摻入會大大增加流動應(yīng)力；閾值應(yīng)力的變化可能是由于溫度的變化以及部分α 相向β 相的轉(zhuǎn)變所致。Chen 等[12]研究了具有層狀組織的Ti60 合金的熱變形行為和組織演變，研究表明，在熱變形的過程中，變形機(jī)制主要是α 相的球化。α 相球化的最佳參數(shù)：變形溫度為990～1 010 ℃；應(yīng)變速率為0.01 s-1；應(yīng)變?yōu)?0%。馬鳳倉等[13]應(yīng)用增強(qiáng)因子C0來估算熱加工后TiB 增強(qiáng)相的增強(qiáng)效果。結(jié)果表明，熱加工變形越大，C0值越高，強(qiáng)度越高，但C0值低于理想模型，原因可能是TiB 增強(qiáng)相在熱加工過程中破裂。因此，研究鈦基復(fù)合材料的熱變形行為和TiB 增強(qiáng)相的斷裂對于深入理解加工過程中的機(jī)制是有意義的。

在本研究中，采用原位熔鑄法制備了體積分?jǐn)?shù)為5%的TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料。為了描述應(yīng)變速率、變形溫度、峰值流動應(yīng)力之間的關(guān)系，建立了一個雙曲正弦本構(gòu)方程。此外，還研究了在不同的應(yīng)變速率和變形溫度下，組織的演變和增強(qiáng)相的斷裂機(jī)制。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 材料的制備

采用原位熔鑄技術(shù)制備體積分?jǐn)?shù)為5%的TiB增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料。試驗(yàn)原料為一級海綿鈦、海綿鋯、鋁絲、硅粉(粒徑6～12 μm)和TiB2粉(粒徑≤45 μm)。增強(qiáng)相含量的計算公式為：

式中：iv、im、ρr、ρm分別為增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)、質(zhì)量分?jǐn)?shù)、密度和基體合金密度。

制備TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的過程如下：首先將海綿鈦、海綿鋯、鋁絲、硅粉和TiB2混合均勻，然后使用壓力機(jī)把這些混合均勻后的材料壓制成棒狀，再將這些棒狀材料焊接在一起，最后放置在自耗式真空熔融爐中熔煉，為了保證熔煉的材料成分均勻，對材料進(jìn)行3 次熔煉。

1.2 物相分析

采用X 射線衍射儀(X-ray diffraction, XRD)對鑄態(tài)TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料進(jìn)行物相分析。制備XRD 的樣品的方式如下：首先用線切割設(shè)備將樣品切割成10 mm×10 mm×5 mm 的薄片，然后用200 目到1 500 目的砂紙進(jìn)行打磨，直至表面平滑且有金屬光澤，最后放置在無水乙醇中超聲清洗10 min，待表面干燥后，使用橡皮泥將樣品水平放置在載玻片上進(jìn)行測試。測試的具體參數(shù)為：采用Cu 靶Kα 射線進(jìn)行掃描；掃描角度為20°～90°；加速電壓是40 kV；加速電流為200 mA。

1.3 等溫壓縮試驗(yàn)

用線切割設(shè)備將TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料鑄錠切割成直徑為8 mm、高度為12 mm 的圓柱體，作為等溫?zé)釅嚎s模擬試驗(yàn)的樣品。使用Gleeble-1500 熱模擬機(jī)進(jìn)行等溫?zé)釅嚎s模擬試驗(yàn)，試驗(yàn)參數(shù)為：壓縮比為0.50，變形溫度為850～1 050 ℃，應(yīng)變速率為0.02，0.10，0.50 s-1。

1.4 微觀組織觀察

為了保持不同變形溫度和應(yīng)變速率下的微觀結(jié)構(gòu)，在試驗(yàn)后立即進(jìn)行水淬，然后沿壓縮方向切割樣品。對切割后的樣品進(jìn)行打磨和拋光，最后使用Kroll's 腐蝕液(HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶10，體積分?jǐn)?shù)比)對樣品進(jìn)行腐蝕，然后采用光學(xué)顯微鏡觀察樣品的微觀結(jié)構(gòu)。

采用透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)對變形溫度為950 ℃，應(yīng)變速率為0.02 s-1試驗(yàn)條件下的等溫?zé)釅嚎s模擬試驗(yàn)樣品進(jìn)行觀察。樣品的制備方式為：首先，將已完成熱模擬試驗(yàn)的復(fù)合材料切割成厚度約為1 mm 樣品，使用1 000 目和2 000 目的砂紙對其進(jìn)行打磨，至厚度為30～50 μm；然后，把打磨后的樣品沖成直徑為3 mm圓片樣品；最后，把圓片樣品放置在離子減薄儀上，采用與樣品表面角度成15°的離子束進(jìn)行減薄，直至樣品出現(xiàn)孔洞。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熱壓縮前物相和顯微組織

圖1 是鑄態(tài)下TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的XRD 譜圖和光學(xué)顯微組織圖。從圖1(a)中可以看出，復(fù)合材料的XRD 譜圖中沒有檢測到TiB2的衍射峰，這表明在熔鑄過程中，TiB2已經(jīng)和Ti 完全發(fā)生原位反應(yīng)。TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料基體呈現(xiàn)典型的鑄態(tài)鈦合金組織特征：大多數(shù)條狀α 組織和少量已經(jīng)轉(zhuǎn)變的β 相。從圖1(b)中可以看出，呈纖維狀的TiB 增強(qiáng)相均勻地分布在基體中。

圖 1 TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的XRD 譜圖和光學(xué)顯微組織圖Fig.1 XRD pattern and optical microstructure image of the as-cast TiB reinforced Ti-6Al-5Zr-0.8Si composite

2.2 熱壓縮試驗(yàn)過程的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖2 是TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料在應(yīng)變速率為0.02，0.10，0.50 s-1，變形溫度為850～1 050 ℃條件下的等溫?zé)釅嚎s模擬試驗(yàn)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖2 可知，TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線的變化趨勢為：當(dāng)應(yīng)變開始增加時，應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而迅速增大并達(dá)到峰值，隨著應(yīng)變進(jìn)一步的增加，應(yīng)力幾乎不再發(fā)生變化，在加工硬化、塑性變形、材料的回復(fù)和再結(jié)晶等因素的共同作用下達(dá)到平衡的狀態(tài)。由于時間不足和增強(qiáng)相TiB 的摻入會對基體組織的變化產(chǎn)生影響，因此在低變形溫度和高應(yīng)變速率下具有較高的流變應(yīng)力[14]。在較低的應(yīng)變速率下，動態(tài)再結(jié)晶的行為更加明顯，并且加工硬化行為較弱。這是因?yàn)?，在低?yīng)變速率下變形時間更長，并且壓縮的樣品有足夠的時間進(jìn)行動態(tài)再結(jié)晶。這種現(xiàn)象表明，流變應(yīng)力對變形溫度和應(yīng)變速率極為敏感。Xu 等[15]的研究表明：足夠的時間和較低的應(yīng)變，是促進(jìn)動態(tài)再結(jié)晶過程的有利條件；在溫度較低和應(yīng)變速率較高的條件下，雖然有高位錯密度和高應(yīng)變，但是沒有足夠的時間來誘發(fā)動態(tài)再結(jié)晶，從而發(fā)生軟化，這種軟化現(xiàn)象也歸因于板條α 相的球化。球化可以促進(jìn)α 相向β 相的轉(zhuǎn)變，由于β 相比α 相易于塑性變形，因此球化過程也是一種軟化機(jī)制。

2.3 熱變形本構(gòu)方程的建立

圖 2 不同變形溫度和應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Stress-strain curves at different deformation temperatures and different strain rates

變形激活能不僅是評估材料發(fā)生位錯運(yùn)動所需的最小能量參數(shù)，也是評估材料變形難度的重要參數(shù)[16]。簡單和高精度是Arrhenius 模型的特征，因此被廣泛用于表征熱加工過程中鈦基復(fù)合材料的應(yīng)力與應(yīng)變的關(guān)系[17-19]。因此，本試驗(yàn)采用Arrhenius模型來表征等溫?zé)釅嚎s模擬試驗(yàn)中復(fù)合材料的熱變形行為，方程為：

式(6)可以表示為：

由式(7)確定α 的值為0.004 539。

根據(jù)式(9)確定變形激活能的值：

基于Zener 等[21]的研究結(jié)果，變形溫度和應(yīng)變速率之間的關(guān)系可以表示為：

對式（10）取對數(shù)可得到：

將式(8)帶入到式(11)中可以得到：

把 σ，Q，T 和R 帶入到式(10)中，可以得到Z 的值。然后對式(10)進(jìn)行擬合，lnZ 和ln[sinh(ασ)]之間的線性關(guān)系如圖5 所示。通過線性擬合獲得n3和lnA3的值分別為10.49 和50.56。將計算出的Q，α，n 值代入式(5)，得到TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的本構(gòu)方程為：

圖 3 σ-lnε ˙和Inσ-lnε ˙的線性關(guān)系Fig.3 Linear relationships of σ-lnε ˙ and Inσ-lnε˙

圖 4 ln[sinh(ασ)]-lnε ˙和ln[sinh(ασ)]-T -1 的線性關(guān)系Fig.4 Linear relationships of ln[sinh(ασ)]-lnε ˙ and ln[sinh(ασ)]-T -1

圖 5 lnZ-ln[sinh(ασ)]的線性關(guān)系Fig.5 Linear relationship of lnZ-ln[sinh(ασ)]

式(13)可以很好地描述TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料在850～1 050 ℃變形溫度和0.02，0.10，0.50 s-1應(yīng)變速率下的峰值應(yīng)力與應(yīng)變速率和變形溫度之間的關(guān)系，為后續(xù)的熱加工工藝參數(shù)的選擇提供了理論依據(jù)。

2.4 微觀組織演變

圖6 為在850～1 050 ℃的變形溫度和0.02，0.10，0.50 s-1的應(yīng)變速率下，TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的光學(xué)顯微組織圖。當(dāng)應(yīng)變速率為0.02 s-1時，隨著變形溫度的升高，基體由大量的α 相轉(zhuǎn)變成晶粒細(xì)小的β 相。但是，當(dāng)應(yīng)變速率為0.10 s-1時，即使變形溫度達(dá)到1 050 ℃，基體中也不會出現(xiàn)晶粒細(xì)小的β 相，表明基體在該應(yīng)變速率下，沒有充足的時間進(jìn)行再結(jié)晶。同樣，當(dāng)應(yīng)變速率為0.10 s-1和0.50 s-1時，也出現(xiàn)了相似的結(jié)果。

圖 6 不同變形溫度和應(yīng)變速率下TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的光學(xué)顯微組織圖Fig.6 Optical microstructure images of the TiB reinforced Ti-6Al-5Zr-0.8Si composites at different deformation temperatures and different strain rates

基質(zhì)和晶須之間的可塑性不匹配，因此在加工過程中TiB 增強(qiáng)相會產(chǎn)生斷裂，從而對材料的性能產(chǎn)生很大影響[22]。TiB 增強(qiáng)相的強(qiáng)化效果與其長徑比密切相關(guān)[23]。垂直于熱加工方向或具有較大取向角的晶須無法隨基材一起旋轉(zhuǎn)，這會導(dǎo)致增強(qiáng)相TiB 產(chǎn)生更多斷裂。但是，與熱加工方向平行或取向角小的增強(qiáng)相TiB 在熱加工過程中容易旋轉(zhuǎn)，因此容易與基體一起變形。從圖6 中可以看出，當(dāng)應(yīng)變速率為0.10 s-1時，TiB 增強(qiáng)相會發(fā)生嚴(yán)重的斷裂，隨著應(yīng)變速率的降低，TiB 增強(qiáng)相的斷裂情況有所改善。增強(qiáng)相TiB 斷裂的原因可能是：一方面，在較低的溫度和較高的應(yīng)變速率下，增強(qiáng)相TiB 比基體堅硬得多，并且它們是脆性相，導(dǎo)致應(yīng)力集中，因此，TiB 增強(qiáng)相嚴(yán)重斷裂；另一方面，變形時間短，導(dǎo)致熱量積聚。因此，TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料不適合在低溫和高應(yīng)變的條件下進(jìn)行加工。

TiB 增強(qiáng)相在相變過程中起著重要作用。從圖7 中可以看出，TiB 增強(qiáng)相周圍有大量的位錯，這些位錯可能是由TiB 增強(qiáng)相和基體之間對應(yīng)力的響應(yīng)程度不同而引起的。應(yīng)變的積累可能會對承受較大載荷的TiB 增強(qiáng)相產(chǎn)生嚴(yán)重的影響。同時，TiB 增強(qiáng)相周圍堆積的大量位錯可以加速α 相的球化，球化促進(jìn)了α 相向β 相的轉(zhuǎn)化，這個結(jié)果與Roy等[24]的研究結(jié)果相似。在他們的研究中，TiB 增強(qiáng)相和基體之間的變形不協(xié)調(diào)性導(dǎo)致TiB 增強(qiáng)相周圍聚集大量的位錯，從而導(dǎo)致隨后的球化。這種相變的發(fā)生增加了晶界滑移并消除了熱加工過程中的不穩(wěn)定性，同時也解釋了在高變形溫度和低應(yīng)變速率下TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料不會發(fā)生微觀和宏觀結(jié)構(gòu)不穩(wěn)定性的現(xiàn)象。

圖 7 在變形溫度為950 ℃和應(yīng)變速率為0.02 s-1 條件下TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的TEM 圖Fig.7 TEM image of the TiB reinforced Ti-6Al-5Zr-0.8Si composite at the deformation temperature of 950 ℃and the strain rate of 0.02 s-1

3 結(jié) 論

本研究制備了體積分?jǐn)?shù)為5%的TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料，并在變形溫度為850～1 050 ℃和應(yīng)變速率為 0.02，0.10，0.50 s-1的條件下研究了其熱變形行為和微觀組織演變規(guī)律，得出以下結(jié)論。

（1）流變應(yīng)力對變形溫度和應(yīng)變速率極為敏感。當(dāng)應(yīng)變開始增加時，應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加而迅速增大并達(dá)到峰值，隨著應(yīng)變進(jìn)一步的增加，開始出現(xiàn)應(yīng)力穩(wěn)定的狀態(tài)，并且在加工硬化、塑性變形、材料的回復(fù)和再結(jié)晶等因素的共同作用下達(dá)到平衡的狀態(tài)。

（2）根據(jù)不同變形溫度和應(yīng)變速率條件下的實(shí)際應(yīng)力和應(yīng)變，計算出TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的變形激活能為576.59 kJ/mol，其本構(gòu)方程為：

這對后續(xù)TiBTi-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料的熱加工選擇工藝參數(shù)提供了理論依據(jù)。

（3）TiB 增強(qiáng)Ti-6Al-5Zr-0.8Si 復(fù)合材料隨著變形溫度的提高，其基體會由大量的α 相轉(zhuǎn)變成細(xì)小的β 相。在低變形溫度（≤950 ℃）和高應(yīng)變速率（≥0.10 s-1）的條件下，TiB 增強(qiáng)相的斷裂嚴(yán)重，尤其是取向角較大的纖維。