Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金的高溫壓縮變形行為及本構(gòu)關(guān)系

李 聰，丁智力，陳 薦，周 幸

(1.長(zhǎng)沙理工大學(xué)能源與動(dòng)力工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410114；2.清遠(yuǎn)市粵博科技有限公司，清遠(yuǎn) 511500)

0 引 言

鈦合金是20世紀(jì)中葉發(fā)展起來的一種重要結(jié)構(gòu)材料，具有低密度、高可調(diào)比強(qiáng)度、優(yōu)異的耐腐蝕性、良好的低溫延展性和良好的生物相容性等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、化工、軍工和生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域[1-2]。研究人員一般通過調(diào)整鈦合金的化學(xué)成分(目的是改變?chǔ)孪嗟霓D(zhuǎn)變溫度和馬氏體轉(zhuǎn)變起始點(diǎn)Ms)和熱變形條件(特別是應(yīng)變速率和變形溫度)對(duì)現(xiàn)有不同商用雙相鈦合金的力學(xué)性能、變形機(jī)制和微觀結(jié)構(gòu)演變進(jìn)行研究[3-6]。GUPTA等[7]研究了Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al合金在冷軋和斜軋過程中的組織和織構(gòu)演變，發(fā)現(xiàn)應(yīng)變對(duì)顯微組織演變具有重要的影響。JHA等[8]研究了初始顯微組織為層狀和等軸狀晶粒的商業(yè)Ti-6Al-4V合金的熱變形行為，通過Arrhenius方程得到不同變形條件下的變形激活能，并分析了微觀結(jié)構(gòu)的演變。ROY等[9]對(duì)Ti-6Al-4V-0.1B合金在高溫條件下變形時(shí)的微觀結(jié)構(gòu)演變進(jìn)行了系統(tǒng)的闡述。MURTHY等[10]和SAGAR等[11]研究了在熱機(jī)械加工過程中變形溫度對(duì)α+β雙相Ti-Al-Mn合金和Ti-24Al-20Nb合金微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。已有研究表明，在高溫環(huán)境下，應(yīng)變速率、變形溫度等因素對(duì)顯微組織局部流動(dòng)、絕熱剪切帶、組織球化等微觀結(jié)構(gòu)演變具有重要影響[12]。

鈦合金在熱加工過程中的變形機(jī)制很復(fù)雜，因此難以準(zhǔn)確判斷其熱加工性能。在不考慮材料復(fù)雜物理機(jī)制的條件下，唯象本構(gòu)方程能夠很好地反映熱加工時(shí)變形參數(shù)與流動(dòng)應(yīng)力之間的關(guān)系。構(gòu)建起能準(zhǔn)確描述材料變形規(guī)律的本構(gòu)方程后，即可利用該方程預(yù)測(cè)材料在高溫變形時(shí)的流動(dòng)應(yīng)力，相比于試驗(yàn)研究可以節(jié)約大量時(shí)間和人力成本。一些學(xué)者[13-17]通過修正Arrhenius方程建立了不同鈦合金材料的本構(gòu)方程，方程的預(yù)測(cè)能力良好。在此基礎(chǔ)上，學(xué)者們[14-19]研究了鈦合金在高溫變形時(shí)的應(yīng)變硬化與流動(dòng)軟化效應(yīng)，結(jié)果表明，鈦合金的流動(dòng)應(yīng)力隨著變形溫度的升高而減小，隨應(yīng)變速率的增加而增大。

新型Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金中含有釩、鉻和鋁元素，增強(qiáng)了合金的固溶強(qiáng)化作用，提高了強(qiáng)度與塑性，擴(kuò)大了β相區(qū)區(qū)間，合金的熱穩(wěn)定性也較高，在工業(yè)領(lǐng)域具有較大的應(yīng)用潛力。目前，該合金在高溫變形領(lǐng)域的相關(guān)研究很少。因此，作者通過熱壓縮試驗(yàn)研究了Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金在高溫條件下的流變行為和顯微組織演變，構(gòu)建了合金高溫變形本構(gòu)模型并進(jìn)行了修正。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金，由中國(guó)科學(xué)院金屬研究所提供，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為10.6V，2.18Cr，3.19Al，0.1O，0.05C，0.013N，0.001H。試驗(yàn)合金的初始顯微組織為α+β雙相組織，存在非常多細(xì)小的α相，并且在晶界處存在一些較粗的層狀α相，如圖1所示。試驗(yàn)合金的β相轉(zhuǎn)變溫度約為800 ℃[20]。通過電火花加工和線切割將Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金加工成尺寸為φ5 mm×10 mm的圓柱形試樣，使用TA DIL805D型熱模擬機(jī)在真空環(huán)境、α+β相區(qū)(變形溫度730，790 ℃)和β相區(qū)(變形溫度820，880 ℃)進(jìn)行等溫?zé)釅嚎s試驗(yàn)，應(yīng)變速率分別為0.1，0.05，0.01，0.005，0.001 s-1。壓縮試驗(yàn)結(jié)束后立即用氬氣冷卻試樣，以保留熱變形組織。

沿壓縮方向軸向切割試樣，對(duì)試樣進(jìn)行鑲樣，拋光后，采用Kroll試劑(3 mL HF+6 mL HNO3+100 mL H2O)進(jìn)行腐蝕，在LF7M38型光學(xué)顯微鏡和JEOL型掃描電子顯微鏡下觀察變形后的顯微組織。

圖1 Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金初始顯微組織Fig.1 Initial microstructure of Ti-10V-2Cr-3Al titanium alloy

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

由圖2可知，試驗(yàn)合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線可以分為初始階段、轉(zhuǎn)變及軟化階段和穩(wěn)態(tài)流動(dòng)階段3個(gè)階段。在初始階段，試樣受到壓縮時(shí)的加工硬化作用遠(yuǎn)大于軟化作用，位錯(cuò)密度增加，導(dǎo)致應(yīng)力快速上升。在轉(zhuǎn)變及軟化階段的前期，應(yīng)力下降形成“波谷”，出現(xiàn)不連續(xù)屈服現(xiàn)象[15]，并且隨著變形溫度的升高或應(yīng)變速率的下降，不連續(xù)屈服現(xiàn)象變得更明顯，上屈服強(qiáng)度有所下降。關(guān)于鈦合金的不連續(xù)屈服現(xiàn)象，WANJARA等[21]研究認(rèn)為是高體積分?jǐn)?shù)溶質(zhì)原子形成Cottrell氣團(tuán)釘扎固溶原子造成的，而SHEIKHALI等[22]則認(rèn)為是β相中間隙原子與螺型位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)交互作用造成的，這兩種觀點(diǎn)存在爭(zhēng)議。動(dòng)態(tài)理論[23]能夠很好地解釋不連續(xù)屈服現(xiàn)象的出現(xiàn)：隨著變形的進(jìn)行，晶界處的位錯(cuò)堆積達(dá)到臨界值，增強(qiáng)了動(dòng)態(tài)回復(fù)的作用，導(dǎo)致流動(dòng)應(yīng)力下降和不連續(xù)屈服現(xiàn)象；隨著溫度的升高，位錯(cuò)攀移更加容易，動(dòng)態(tài)回復(fù)的驅(qū)動(dòng)力增大，不連續(xù)屈服現(xiàn)象更加明顯；隨著應(yīng)變速率的增大，位錯(cuò)密度增加，導(dǎo)致明顯的不連續(xù)屈服現(xiàn)象。

圖2 不同變形溫度和不同應(yīng)變速率下壓縮時(shí)試驗(yàn)合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.2 True stress-true strain curves of test alloy during compression at different deformation temperatures and strain rates

此外，在轉(zhuǎn)變及軟化階段，不同變形條件下流動(dòng)應(yīng)力下降(軟化)的誘發(fā)因素不同。一般而言，當(dāng)應(yīng)變速率高于10 s-1時(shí)，絕熱加熱使得變形溫度上升，導(dǎo)致流動(dòng)應(yīng)力下降[20]；而當(dāng)應(yīng)變速率低于10 s-1時(shí)，顯微組織演變對(duì)軟化起到主導(dǎo)作用。當(dāng)變形溫度一定時(shí)，高應(yīng)變速率下的流動(dòng)軟化效應(yīng)比低應(yīng)變速率下的流動(dòng)軟化效應(yīng)更強(qiáng)；這是因?yàn)楫?dāng)應(yīng)變速率較高時(shí)，試樣達(dá)到一定變形量所需的時(shí)間縮短，位錯(cuò)數(shù)量增加，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)[16,24-25]導(dǎo)致流動(dòng)軟化作用大于加工硬化作用。隨著應(yīng)變的增大，流動(dòng)軟化作用逐漸減弱，最終加工硬化作用與軟化作用達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，合金進(jìn)入穩(wěn)態(tài)流動(dòng)階段。

2.2 顯微組織

由圖3可以看出：當(dāng)應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，隨著變形溫度的升高，壓縮后試驗(yàn)合金中的α相體積分?jǐn)?shù)逐漸下降。在730 ℃下變形時(shí)，試驗(yàn)合金中的原始層狀α相發(fā)生彎曲，同時(shí)存在部分球狀和短棒狀α相；當(dāng)變形溫度上升到790 ℃時(shí)，α相逐漸向β相轉(zhuǎn)變，并且開始發(fā)生動(dòng)態(tài)球化，α相還發(fā)生了界面遷移。由此可見，在α+β相區(qū)(730，790℃)熱壓縮時(shí)試驗(yàn)合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)球化與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。當(dāng)溫度升高到高于β轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核生長(zhǎng)的驅(qū)動(dòng)力更強(qiáng)，因此在β相區(qū)(820，880 ℃)變形時(shí)，試驗(yàn)合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，組織中出現(xiàn)了再結(jié)晶β晶粒。

3 本構(gòu)方程的建立與驗(yàn)證

3.1 Arrhenius本構(gòu)方程

(1)

(2)

(3)

式中：A，α，β，n1為材料常數(shù)；Q為變形激活能；R為氣體常數(shù)，8.314 J·mol·K-1；T為熱力學(xué)溫度；n為與應(yīng)變速率敏感性指數(shù)相關(guān)的應(yīng)力指數(shù)。

當(dāng)應(yīng)變速率較低(ασ<0.8)時(shí)常用冪律方程，即式(1)來描述應(yīng)變速率、變形溫度與應(yīng)力之間的關(guān)系；當(dāng)應(yīng)變速率較高(ασ>1.2)時(shí)常用指數(shù)方程，即式(2)來描述應(yīng)變速率、變形溫度與應(yīng)力之間的關(guān)系。式(3)為雙曲正弦方程，是適用所有條件的Arrhenius本構(gòu)方程。將式(1)、式(2)和式(3)兩邊同時(shí)取對(duì)數(shù)，可以得到

圖3 在不同變形溫度、應(yīng)變速率0.01 s-1下壓縮后試驗(yàn)合金的顯微組織Fig.3 Microstructures of test alloy after compression at different deformation temperatures and strain rate of 0.01 s-1

圖4 不同變形溫度下試驗(yàn)合金的真應(yīng)力與應(yīng)變速率關(guān)系Fig.4 Relationship between true stress and strain rate of test alloy at different deformation temperatures:(a) ln σ-ln relationship and (b) σ-ln relationship

(4)

(5)

(6)

(7)

(8)

(9)

表1 不同變形溫度下試驗(yàn)合金的Arrhenius本構(gòu)方程材料常數(shù)

3.2 指數(shù)方程及其修正

3.2.1 指數(shù)方程的建立

當(dāng)應(yīng)變速率為0.1，0.05 s-1時(shí)，可以采用指數(shù)方程描述試驗(yàn)合金變形參數(shù)與應(yīng)力之間的關(guān)系。應(yīng)變?yōu)?.1時(shí)對(duì)應(yīng)的流動(dòng)應(yīng)力為穩(wěn)定狀態(tài)，通過式(8)可以求解不同變形溫度下的β值。在應(yīng)變速率不變條件下，利用式(5)將真應(yīng)力對(duì)1/T求偏導(dǎo)，得到Q值計(jì)算公式，如下：

(10)

圖5 不同應(yīng)變速率下試驗(yàn)合金σ與1/T的關(guān)系Fig.5 Relationship between σ and 1/T of test alloy at different strain rates

將Zener-Hollomon參數(shù)(Z參數(shù))引入式(5)，得到

(11)

由式(11)可計(jì)算得到不同溫度下的lnA值。將α+β相區(qū)(730，790 ℃)和β相區(qū)(820，880 ℃)本構(gòu)方程的各個(gè)參數(shù)取平均值，結(jié)果如表2所示。

一般認(rèn)為，金屬材料在高溫下的塑性變形機(jī)制可以通過計(jì)算變形激活能和觀察微觀結(jié)構(gòu)來確定。在α+β相區(qū)、應(yīng)變速率不低于0.05 s-1壓縮時(shí)，試驗(yàn)合金的變形激活能為279.583 kJ·mol-1，遠(yuǎn)高于α-Ti(169 kJ·mol-1)[16]和β-Ti的自擴(kuò)散能(153 kJ·mol-1)[27]，這表明在α+β相區(qū)的熱變形是由高溫?cái)U(kuò)散以外的過程，即動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、動(dòng)態(tài)回復(fù)等需較高“勢(shì)壘”的變形機(jī)制所控制。在β相區(qū)，軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶與動(dòng)態(tài)回復(fù)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶需要較高的變形能驅(qū)動(dòng)，在變形能較低時(shí)，軟化機(jī)制以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主。在β相區(qū)壓縮時(shí)試驗(yàn)合金的變形激活能為145.967 kJ·mol-1，接近β-Ti的自擴(kuò)散能，且擴(kuò)散系數(shù)較高，有觀點(diǎn)認(rèn)為，當(dāng)變形激活能和擴(kuò)散激活能相近時(shí)，熱變形受擴(kuò)散相關(guān)過程控制[28]。

表2 應(yīng)變?yōu)?.1時(shí)試驗(yàn)合金指數(shù)方程的參數(shù)值

將表2中的參數(shù)代入式(5)，即可得到在α+β相區(qū)和β相區(qū)、應(yīng)變速率不低于0.05 s-1熱壓縮時(shí)試驗(yàn)合金的Arrhenius指數(shù)方程，分別如下：

(12)

(13)

將表2中的參數(shù)lnA，β，σ代入式(11)，計(jì)算得到lnZ。對(duì)lnZ和σ進(jìn)行線性擬合，結(jié)果如圖6所示，在α+β相區(qū)和β相區(qū)壓縮時(shí)lnZ和σ的擬合相關(guān)系數(shù)R2分別為0.993和1，這表明建立的指數(shù)方程——式(12)和式(13)均具有良好的預(yù)測(cè)能力。

圖6 ln Z和σ的關(guān)系Fig.6 Relationship between ln Z and σ

3.2.2 指數(shù)方程的修正

除了應(yīng)變速率和變形溫度，應(yīng)變對(duì)本構(gòu)行為也有顯著影響[29]。在真應(yīng)變0.04～0.38范圍內(nèi)，采用相同的方法計(jì)算指數(shù)方程中的β，Q，lnA等參數(shù)，應(yīng)變?nèi)≈档拈g距為0.02。β，Q，lnA和真應(yīng)變?chǔ)诺年P(guān)系如圖7所示，可見β，Q，lnA均為ε的函數(shù)。

由圖7(c)可以看出：在α+β相區(qū)、應(yīng)變速率不低于0.05 s-1下變形時(shí)試驗(yàn)合金的Q值在初期快速下降，這表明合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核及動(dòng)態(tài)球化；隨著變形量的增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核基本完成，組織變化較小，Q值達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡。β相區(qū)的變形溫度高于β相轉(zhuǎn)變溫度，試驗(yàn)合金的Q值在變形前期快速下降，在應(yīng)變?yōu)?.1左右達(dá)到最低點(diǎn)，如圖7(d)所示，這表明合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。β相區(qū)的軟化機(jī)制主要為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶與動(dòng)態(tài)回復(fù)。動(dòng)態(tài)回復(fù)會(huì)使變形激活能接近純鈦的自擴(kuò)散活化能[30]，再加上變形量增加等多重因素的影響，因此應(yīng)變大于0.1時(shí)變形激活能增加。

圖7 α+β相區(qū)和β相區(qū)指數(shù)方程各參數(shù)與應(yīng)變之間的關(guān)系Fig.7 Relationship between each constant and strain of exponential equation in α+β (a,c,e) and β (b,d,f) phase regions

材料常數(shù)受應(yīng)變影響較大，因此為了提高本構(gòu)方程預(yù)測(cè)的準(zhǔn)確性，采用多項(xiàng)式對(duì)各材料常數(shù)和應(yīng)變進(jìn)行擬合，擬合多項(xiàng)式分別如下：

β=B3ε3+B2ε2+B1ε+B0

(14)

Q=Q3ε3+Q2ε2+Q1ε+Q0

(15)

lnA=A3ε3+A2ε2+A1ε+A0

(16)

式中：B0～B3，Q0～Q3，A0～A3均為擬合系數(shù)。

擬合得到的系數(shù)見表3。聯(lián)立式(14)～(16)和式(5)，并代入表3中的系數(shù)，即得到修正的指數(shù)方程。

3.3 雙曲正弦方程及其修正

3.3.1 雙曲正弦方程的建立

當(dāng)應(yīng)變速率為0.001～0.01 s-1時(shí)，可以采用雙曲正弦方程描述試驗(yàn)合金的本構(gòu)關(guān)系。由表1可以得到在α+β相區(qū)和β相區(qū)α的平均值分別為0.009 37和0.017 4。對(duì)式(6)求偏導(dǎo)可以得到

(17)

(18)

表3 在α+β相區(qū)和β相區(qū)壓縮時(shí)β，Q，ln A和ε三階方程的參數(shù)值

(19)

利用式(19)計(jì)算出lnA值。應(yīng)變?yōu)?.1時(shí)試驗(yàn)合金雙曲正弦方程各參數(shù)值列于表4。在α+β相區(qū)和β相區(qū)壓縮時(shí)試驗(yàn)合金的變形激活能分別為290.190，266.815 kJ·mol-1，均遠(yuǎn)大于α-Ti和β-Ti的自擴(kuò)散能，這說明合金的軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

圖和ln[sinh(ασ)]-1/T關(guān)系Fig.8 Relationship between ln[sinh(ασ)]-ln and ln[sinh(ασ)]-1/T

表4 應(yīng)變?yōu)?.1時(shí)試驗(yàn)合金雙曲正弦方程的參數(shù)值

將表4中的參數(shù)代入式(6)，即可得到在α+β相區(qū)和β相區(qū)熱壓縮時(shí)試驗(yàn)合金的Arrhenius雙曲正弦方程，分別如下：

(20)

(21)

將表4中的參數(shù)代入式(19)，計(jì)算得到lnZ。對(duì)lnZ和ln[sinh(ασ)]進(jìn)行線性擬合，結(jié)果如圖9所示。在α+β相區(qū)和β相區(qū)壓縮時(shí)lnZ和ln[sinh(ασ)]的擬合相關(guān)系數(shù)R2分別為0.82，0.95，這表明建立的雙曲正弦方程——式(20)和式(21)均具有良好的預(yù)測(cè)能力。

圖9 ln Z與ln[sinh(ασ)]之間的關(guān)系Fig.9 Relationship between ln Z and ln[sinh(ασ)]

3.3.2 雙曲正弦方程的修正

在真應(yīng)變0.04～0.38范圍內(nèi)，采用相同的方法計(jì)算雙曲正弦方程中的相關(guān)常數(shù)(α，n，Q，lnA)，應(yīng)變?nèi)≈档拈g距為0.02。應(yīng)變速率敏感系數(shù)m能夠很好地反映材料是否發(fā)生超塑性行為[31]，其值等于1/n1。α，n，Q，lnA，m和ε的關(guān)系如圖9所示，可見α，n，Q，lnA，m均為ε的函數(shù)。

由圖10(a)可知：隨著應(yīng)變的增加，n值減??；在β相區(qū)壓縮時(shí)，n值在2.5左右，說明試驗(yàn)合金受到了晶界滑動(dòng)機(jī)制和位錯(cuò)黏滯滑移機(jī)制的共同作用[32-33]；在α+β相區(qū)壓縮時(shí)，n值在3左右，說明試驗(yàn)合金的變形機(jī)制主要為位錯(cuò)黏滯滑移機(jī)制[32-33]。由圖10(b)可知，兩個(gè)相區(qū)的α值均隨應(yīng)變的增加而增大。由圖10(c)可知：在α+β相區(qū)和β相區(qū)變形時(shí)試驗(yàn)合金的變形激活能隨著應(yīng)變的增加而減小。對(duì)比圖10(c)和圖10(d)可知，lnA與Q值隨應(yīng)變的變化規(guī)律基本一致。由圖10(e)可知：在α+β相區(qū)壓縮時(shí)，試驗(yàn)合金的m值隨應(yīng)變的增加下降明顯，表明在該相區(qū)壓縮時(shí)的塑性較差；在β相區(qū)壓縮時(shí)的m值高于在α+β相區(qū)壓縮時(shí)，且不同應(yīng)變下的m值均大于0.3，試驗(yàn)合金表現(xiàn)出了超塑性。

采用多項(xiàng)式對(duì)雙曲正弦方程各材料常數(shù)和應(yīng)變進(jìn)行擬合，擬合多項(xiàng)式分別如下：

α=X3ε3+X2ε2+X1ε+X0

(22)

(23)

Q=Q3ε3+Q2ε2+Q1ε+Q0

(24)

圖10 雙曲正弦方程各參數(shù)與應(yīng)變之間的關(guān)系Fig.10 Relationship between parameter and strain of hyperbolic sine equation

lnA=A3ε3+A2ε2+A1ε+A0

(25)

擬合得到的各系數(shù)見表5。將式(22)～式(25)插入式(19)中，對(duì)原始雙曲正弦方程進(jìn)行修正。一旦獲得材料常數(shù)，流動(dòng)應(yīng)力可通過如下具有Zener-Hollomon參數(shù)的本構(gòu)方程預(yù)測(cè)：

(26)

表5 在α+β相區(qū)和β相區(qū)壓縮時(shí)α，n，Q，ln A與ε三階方程的參數(shù)值

3.4 本構(gòu)方程的驗(yàn)證

為了驗(yàn)證本構(gòu)方程的準(zhǔn)確性，將試驗(yàn)應(yīng)力和預(yù)測(cè)應(yīng)力進(jìn)行比較，應(yīng)變速率為0.1～0.05 s-1采用修正的指數(shù)方程進(jìn)行預(yù)測(cè)；應(yīng)變速率為0.001～0.01 s-1時(shí)使用修正的雙曲正弦方程進(jìn)行預(yù)測(cè)。由圖11可以看出：Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變預(yù)測(cè)曲線與試驗(yàn)曲線基本吻合；相對(duì)而言，在α+β相區(qū)，預(yù)測(cè)曲線與試驗(yàn)曲線有很好的一致性，在β相區(qū)，試驗(yàn)曲線與預(yù)測(cè)曲線的一致性略差，尤其是在880 ℃/0.01 s-1條件下出現(xiàn)了較大差異，這可能是試驗(yàn)誤差，也可能是操作失誤所致。

圖11 試驗(yàn)合金真應(yīng)力-真應(yīng)變預(yù)測(cè)曲線和試驗(yàn)曲線的對(duì)比Fig.11 Comparison between true stress-true strain prediction curve and test curve of test alloy

由圖12可以看出，試驗(yàn)流動(dòng)應(yīng)力與預(yù)測(cè)流動(dòng)應(yīng)力均位于10%誤差帶，平均相對(duì)誤差為5.36%，這表明修正之后的本構(gòu)方程具有良好的預(yù)測(cè)能力。

圖12 試驗(yàn)流動(dòng)應(yīng)力與預(yù)測(cè)流動(dòng)應(yīng)力關(guān)系Fig.12 Relationship between test flow stress and predicted flow stress

4 結(jié) 論

(1) 在變形溫度730～880 ℃、應(yīng)變速率0.1～0.001 s-1條件下壓縮時(shí)，Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金的真應(yīng)力隨著應(yīng)變速率的增加或變形溫度的降低而增大；當(dāng)應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，在α+β相區(qū)壓縮后試驗(yàn)合金中出現(xiàn)球狀和短棒狀α相，軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)球化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，在β相區(qū)壓縮后出現(xiàn)了再結(jié)晶β晶粒，軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

(2) 當(dāng)應(yīng)變速率為0.1～0.05 s-1時(shí)，可以采用修正后的Arrhenius指數(shù)方程描述試驗(yàn)合金的流變行為，而應(yīng)變速率為0.01～0.001 s-1時(shí)，可采用修正后的雙曲正弦方程來描述合金的流變行為；由修正方程預(yù)測(cè)得到的流動(dòng)應(yīng)力與試驗(yàn)測(cè)得的應(yīng)力的平均相對(duì)誤差為5.36%，說明修正的本構(gòu)方程對(duì)Ti-10V-2Cr-3Al鈦合金在高溫環(huán)境下的流變行為具有良好的預(yù)測(cè)能力。