TC11(α+β)兩相鈦合金(Ti-6.5Al-3.5Mo1.5Zr-0.3Si)強(qiáng)度和疲勞極限高、密度小、熱膨脹系數(shù)低,廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)固定體、后接頭以及壓氣機(jī)盤等重要結(jié)構(gòu)件[1-3]。TC11鈦合金熱加工成形溫度范圍窄、變形抗力大,鍛件微觀組織對成形工藝敏感,鍛件局部的變形差異易導(dǎo)致產(chǎn)品顯微組織不均勻,嚴(yán)重影響產(chǎn)品質(zhì)量的穩(wěn)定性[4-5]。針對TC11兩相鈦合金的變形行為,張雪敏等[6]通過熱壓縮實(shí)驗(yàn)獲得了合金的本構(gòu)方程;朱寧遠(yuǎn)等[7]研究了TC11鈦合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶高溫本構(gòu)模型;孫新軍等[8]對TC11鈦合金熱壓縮過程中的雙相區(qū)組織演變機(jī)理進(jìn)行了分析;陳慧琴等[9]研究了TC11鈦合金的高溫流變行為及組織演變。通過這些研究,確定了TC11鈦合金的雙相區(qū)變形溫度約為890~980℃。為探討TC11鈦合金在雙相溫度區(qū)間進(jìn)行模鍛時(shí)應(yīng)變速率和變形量對微觀組織的影響規(guī)律,本文擬開展熱壓縮試驗(yàn),系統(tǒng)分析應(yīng)變速率和變形量對TC11鈦合金熱壓縮變形后組織的影響,為鍛造工藝的確定和優(yōu)化提供依據(jù)。

1、實(shí)驗(yàn)流程

本文采用金相法測得TC11鈦合金坯料的β轉(zhuǎn)變溫度約為1000℃,按照熱壓縮標(biāo)準(zhǔn)試樣尺寸[10]從鍛件中切取Φ10mm×15mm的熱壓縮試樣,并采用Gleeble-3800熱模擬機(jī)進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn),具體參數(shù)如表1所示。熱壓縮后的試樣沿中軸線切開,制成金相試樣,采用Kroll試劑(2ml的HF+6ml的HNO₃+100ml的H₂O)對研磨拋光后的樣品進(jìn)行腐蝕,并通過ZEISSAxiolab5光學(xué)顯微鏡進(jìn)行了金相分析;對研磨試樣電解拋光后,采用牛津Nordlymax3型場發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行電子背散射衍射(ElectronBackscatteredDiffraction,EBSD)表征,操作電壓為20kV,掃描步長為0.5μm。

表 1 TC11 鈦合金的熱壓縮參數(shù)

編號	坯料溫度 /℃	應(yīng)變速率 /s⁻¹	變形量 /%
1#	890	0	0
2#	890	0.001	20
3#	890	0.001	40
4#	890	0.001	60
5#	890	0.01	60
6#	890	0.1	60
7#	890	1	60

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1初始組織

熱壓縮試樣在Gleeble-3800熱模擬機(jī)中以10℃·s^-1的速度升溫至890℃,保溫5min后立即水淬,獲得如圖1所示的TC11鈦合金熱壓縮初始態(tài)組織。熱壓縮前的初始組織為α+β雙相組織(圖1a),初生α晶粒尺寸不均勻,平均尺寸約為20μm,統(tǒng)計(jì)得到α相的含量約為76%,β相的含量約為24%(圖1b)。圖2為沿ND觀察的反極圖(InversePoleFigure,IPF)以及α相(HCP結(jié)構(gòu))和β相(BBC結(jié)構(gòu))的再結(jié)晶圖,選用視場尺寸為200μm×200μm。由圖2a可知,熱壓縮前初始α相以橢圓狀或者等軸狀緊密排布,β相則存在于α相晶粒間隙中。據(jù)IPF統(tǒng)計(jì),α相織構(gòu)為常見的[112-0]∥ND強(qiáng)變形織構(gòu)及及[101-0]∥ND變形織構(gòu)。圖2b和圖2c的再結(jié)晶圖中,藍(lán)色代表再結(jié)晶晶粒,黃色代表回復(fù)晶粒,紅色對應(yīng)于未發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶的變形晶粒,可見,在890℃保溫5min后,α相的再結(jié)晶程度高于β相。

2.2應(yīng)變速率對組織的影響

當(dāng)變形溫度為890℃時(shí),不同應(yīng)變速率下TC11鈦合金熱壓縮60%后的組織如圖3所示。圖3a為應(yīng)變速率為0.001s^-1的組織,β組織發(fā)生扭折變形,部分α相發(fā)生了不同程度的彎曲,甚至破碎。同時(shí),由于應(yīng)變速率較低,變形緩慢,此時(shí)α相的位錯(cuò)密度較高,其在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程中充分等軸化,產(chǎn)生了少量的等軸和近似等軸組織;另外,變形時(shí)間較長,初生α相有充足的時(shí)間溶解于基體,與初始組織相比,圖3a中的α相較少,約為54%,而β相約為46%。圖3b為應(yīng)變速率為0.01s^-1的組織,片層α相發(fā)生球化,但球化程度相比應(yīng)變速率為0.001s^-1時(shí)更低,α相含量增加至60%。當(dāng)應(yīng)變速率為0.1s^-1時(shí),α晶粒以板條狀和橢圓狀為主,保留大量變形特征,此時(shí)α相含量約為65%(圖3c)。當(dāng)應(yīng)變速率為1s^-1時(shí),α相以扭折變形的初生組織為主,等軸晶粒極少,α相占比約為72%,接近變形前的α相含量(圖3d)。可見,隨應(yīng)變速率增加,材料在高溫停留的時(shí)間變短,初始α相含量增加,等軸化不充分,變形特征明顯。

當(dāng)變形溫度為890℃,不同應(yīng)變速率ε·下TC11鈦合金熱壓縮60%后的IPF及α相、β相再結(jié)晶圖(沿ND觀察)如圖4所示,根據(jù)圖4的結(jié)果統(tǒng)計(jì)得到的α相、β相體積分?jǐn)?shù)隨應(yīng)變速率ε變化情況如圖5所示。由圖4中的IPF可知,應(yīng)變速率增大對變形組織的[112-0]∥ND和[101-0]∥ND取向沒有太大影響。應(yīng)變速率對于組織形貌的影響與高溫變形時(shí)間直接相關(guān),應(yīng)變速率越高,變形時(shí)間越短,變形后的組織以片層α相和帶有變形特征的等軸α相為主,如圖4中的α相再結(jié)晶圖所示。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001s^-1時(shí)(圖4a),α相組織破碎不完全,但變形時(shí)間較長,產(chǎn)生較多再結(jié)晶晶粒,實(shí)現(xiàn)等軸化,此時(shí)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為26%;隨著應(yīng)變速率增加至0.01s^-1(圖4b),α相等軸化程度降低,再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)大幅降低至8%左右;應(yīng)變速率增加到0.1s^-1(圖4c),α相再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)仍維持在8%左右,大部分α晶粒處于再結(jié)晶未激活的狀態(tài)。由圖4d可知,應(yīng)變速率增加至1s^-1時(shí),變形在很短的時(shí)間內(nèi)完成,α相再結(jié)晶不充分,等軸晶體積分?jǐn)?shù)減少為6%,而變形晶粒占比約為93%。

由圖5可知,在應(yīng)變速率由0.001s^-1提升至0.1s^-1的過程中,β相再結(jié)晶程度逐漸提升,由7.35%提升至28.1%;而應(yīng)變速率提高至1s^-1后,β相再結(jié)晶程度略微下降。有研究指出,鈦合金中,體心立方結(jié)構(gòu)(BCC)且高鋁含量的β基體具有較高的層錯(cuò)能,在變形過程中更傾向于發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)(DynamicRecovery,DRV)[11-13]。此外,雙相鈦合金熱變形過程中的等軸α相優(yōu)先在β晶界處形成,釘扎β晶粒,阻礙β晶界遷移,阻止晶粒長大,延緩其再結(jié)晶行為[13]。因此,在應(yīng)變速率為0.001s-1時(shí),β相優(yōu)先發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù),形變儲能累積較慢,不足以激活動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DynamicRecrystallization,DRX);而應(yīng)變速率增大至0.01~1s^-1時(shí),晶粒的變形儲能逐漸增大,達(dá)到DRX臨界值,促使β相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。另外,從圖4中的α相再結(jié)晶圖可知,低應(yīng)變速率(0.001s^-1)變形時(shí),α相發(fā)生再結(jié)晶,細(xì)小的α等軸晶彌散分布,釘扎和阻礙了β相的晶界遷移,抑制β相再結(jié)晶;隨應(yīng)變速率增大,α相更傾向于形成片狀結(jié)構(gòu),對β相晶界的釘扎作用減弱。

分析應(yīng)變速率對TC11鈦合金組織形貌的影響發(fā)現(xiàn),在低應(yīng)變速率變形時(shí),α相再結(jié)晶充分,β相偏向動(dòng)態(tài)回復(fù),再結(jié)晶程度較低。隨應(yīng)變速率的提升,變形時(shí)間縮短,α晶粒再結(jié)晶不充分,再結(jié)晶程度降低,同時(shí),由于變形儲能增加及α釘扎作用減弱,β相的再結(jié)晶程度上升。

2.3變形量對組織的影響

圖6為變形量為20%、40%和60%時(shí)的熱壓縮金相組織。隨變形量增大,初生相αp變形嚴(yán)重,同時(shí)發(fā)生晶粒破碎,大量細(xì)小的α等軸晶產(chǎn)生于破碎晶界處,再結(jié)晶α相呈現(xiàn)橢球狀,未再結(jié)晶的α相保留片狀變形組織特征(圖6c)。

圖7為應(yīng)變速率為0.001s^-1、不同變形量的TC11鈦合金的IPF組織與α相、β相再結(jié)晶圖,根據(jù)圖7的結(jié)果統(tǒng)計(jì)得到,α相和β相的體積分?jǐn)?shù)隨變形程度的變化情況如圖8所示。α相再結(jié)晶程度隨變形量的增加而增加,再結(jié)晶度從15%增加至26%左右。隨變形量增加至20%、40%和60%,β相再結(jié)晶程度隨著變形量先增加后減少,β相再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)由5%升至23%后又降低至10%。根據(jù)前述研究結(jié)果,β相在低應(yīng)變速率變形過程中,更傾向于動(dòng)態(tài)回復(fù),回復(fù)晶粒占比極高,主要軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)回復(fù),動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度總體較低。另外,根據(jù)崔振鐸等[15]的研究,連續(xù)應(yīng)變使晶粒儲存畸變能增加,當(dāng)儲能滿足DRX臨界條件時(shí)開始發(fā)生再結(jié)晶形核。但應(yīng)變增大的同時(shí),高的層錯(cuò)能導(dǎo)致部分位錯(cuò)湮滅,位錯(cuò)密度迅速下降,位錯(cuò)密度下降至臨界條件以下時(shí),再結(jié)晶形核被抑制,導(dǎo)致再結(jié)晶程度降低[12-15]。鈦合金層錯(cuò)能高,窄擴(kuò)展位錯(cuò)寬度β相容易發(fā)生交滑移,位錯(cuò)在晶界處堆積較少,交滑移過程中博格斯矢量大小相同,但方向相反的位錯(cuò)相互抵消使得位錯(cuò)密度下降。圖9為不同變形量下TC11鈦合金β相位錯(cuò)密度分布,當(dāng)變形量超過40%后,β相位錯(cuò)密度下降至較低水平,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶進(jìn)展放緩。與此同時(shí),β相在低應(yīng)變速率變形過程中,更傾向于發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)[16-17],因此再結(jié)晶晶粒的占比降低,回復(fù)晶粒占比提升。

由變形程度對組織的影響結(jié)果可知,低應(yīng)變速率變形時(shí),變形程度增加,初生α相及基體β晶粒被壓扁、拉長甚至破碎。變形量積累至一定程度時(shí),兩相均發(fā)生再結(jié)晶,但α相的再結(jié)晶先于β相的再結(jié)晶,且隨著變形量的增大,α相再結(jié)晶程度不斷增加,β相再結(jié)晶程度先增后減。

3、結(jié)論

(1)熱壓縮過程中初生α相先于β相發(fā)生再結(jié)晶,α再結(jié)晶晶粒呈現(xiàn)扁球狀,未再結(jié)晶晶粒保留片狀的變形組織特征。

(2)隨著應(yīng)變速率增加,初生α相含量增加,片層狀α相球化程度降低,α相以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度降低;β相以動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主導(dǎo),再結(jié)晶度隨著應(yīng)變速率的增加而增加。

(3)低應(yīng)變速率變形時(shí),初生α相和β相的再結(jié)晶程度均較低,且隨著變形程度的增加,初生α相再結(jié)晶程度增加,β相以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主,再結(jié)晶程度先增加后降低。

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（注，原文標(biāo)題：TC11鈦合金熱壓縮組織演變及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶）

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tag標(biāo)簽:TC11鈦合金,雙相區(qū)熱壓縮,應(yīng)變速率,變形量

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