近β型鈦合金熱加工過程組織性能關聯研究：從應力-應變流變行為解析片狀α相動態球化規律及Burgers取向特征的穩定保持機制

鈦合金在高溫變形過程中展現出包括動態回復、動態再結晶、動態相變以及片層α相的動態球化等[1]多種微觀組織演化行為，這些組織演變行為不僅影響鈦合金的熱加工性，還會對其最終的顯微組織和服役性能產生重要影響[2-3]。針對鈦合金在高溫變形過程中的組織演變行為進行研究，進而優化和完善晶體塑性理論，可為材料的高溫變形行為提供科學依據，并且在工程實踐中有助于優化鈦合金熱加工工藝參數，提升成形質量，改善力學性能和服役可靠性，同時為新型鈦合金的開發和關鍵部件的性能提升提供指導，為高性能鈦合金的廣泛應用和高端制造技術的發展奠定堅實基礎。

片狀α相球化受自身的晶體取向及第二相的影響極為明顯[4-6]。目前被廣泛接受的鈦合金球化機理主要有晶界分離和末端遷移兩種機理。1987年，Harold等[7]在研究Ti-6Al-4V鈦合金魏氏組織熱變形及其熱處理過程中首次提出了晶界分離機理。晶界分離是以組織內部形成的亞晶界或者滑移面為起始點，由于受外力剪切變形α/α界面極其不穩定，在表面張力的作用下二面角減小，形成凹槽，之后β相從凹槽楔入α/α界面，α片層會發生斷裂，轉化為球狀組織。末端遷移機理則是由Gennady等[8]在研究熱變形過程中Ti-6Al-4V合金微觀結構演變的機制時提出來的。末端遷移是受擴散影響的過程，溶質原子從片層尖端部分向平坦部分移動[9]。受片層尖端和平面界面之間曲率差的影響，在曲率較大的位置，勢能較高，α穩定元素的擴散變得更加強烈，這將導致在尖端和平坦位置之間形成化學勢曲率。α穩定元素從尖端遷移到平坦界面，并導致尖端的溶解和片層的粗化[10]。Thomas等[11]研究Ti-6Al-4V合金的片狀α相球化行為時，發現當α相的c軸平行于壓縮軸時，組織不易球化。Luo Jiao等[12]在研究α和β再結晶對球化的影響時發現，α和β的Burgers取向關系的缺失會導致α/β界面的位錯滑移能力下降，造成β晶粒內位錯塞積，進而促進晶粒內部小角度晶界的形成。

本文選取具有初始片狀α相組織的Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr近β相鈦合金為研究對象，對其進行熱模擬壓縮試驗，分析不同應變量下片狀α相的球化行為，解釋其在球化過程中的取向變化特征，并采用電子背散射衍射(EBSD)對典型試樣進行顯微組織表征，確定α相與β相在變形過程中的Burgers取向關系變化特征，揭示熱變形過程中α/β相的協調演變規律。

1、實驗步驟及方法

本文所使用的材料是一種近β型鈦合金，其名義成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，通過金相觀察法測得鈦合金的相變點為900℃。本文所使用的坯料是經過β鍛后水冷的材料，鍛后原始組織為交錯分布的片層組織，如圖1(a)所示，片層寬度約為0.36μm，晶界清晰，但有略微曲折。此外，通過圖1(b)的反極圖(IPF)可以明顯地看出，原始組織中同一片層相的顏色基本保持不變，這就說明片層相內部的晶體取向是一致的，并且通過極圖的對比，可以發現原始組織中，α相與β相之間嚴格保持著(0001)α//(110)β和<11-20>α//<111>β的Burgers取向關系。

本文采用Gleeble-3500熱模擬壓縮試驗機進行熱模擬壓縮實驗。首先采用線切割的方式從原始鍛件上切割出尺寸為Φ8mm×12mm的熱模擬壓縮試樣，隨后在820℃的保溫溫度下，以0.01s?1的應變速率，分別按照50%和70%的變形量進行熱壓縮變形，其間保溫時間為5min，變形完成后立即水冷。熱壓縮實驗結束后，需要對熱壓縮試樣依次進行掃描電子顯微鏡(SEM)拍攝以及EBSD表征。

2、結果與討論

2.1　應力-應變曲線

圖2為熱壓縮過程中的兩種變形量所對應的應力-應變曲線，從圖2可以發現，兩種變形程度的曲線在變形過程中均由急速上升的加工硬化階段和峰值后的應力軟化階段組成，并且兩種變形量的硬化峰值相差較小，穩定階段也均在60MPa左右達到。加工硬化過程反映了試樣在熱加工前期積累畸變能的過程，這個過程主要表現為：晶內位錯密度增加、位錯塞積，片層相發生一定程度的形變但未發生明顯斷裂。這一現象在鈦合金中較為常見，Xu Jianwei等[13]已經進行了相關研究。達到峰值后的流動應力軟化則是發生了回復、再結晶、球化以及組織旋轉等，導致畸變能釋放，片層斷裂后畸變能釋放促進位錯滑移和元素擴散。對于片狀組織而言，其熱壓縮過程中的軟化階段主要是由α片狀組織的旋轉和球化引起[14]。

2.2　熱變形過程中的顯微組織演變

本文將α相的長寬比L/R≤2定義為球化組織。圖3為不同變形量條件下的顯微組織。從圖3可以發現，在變形量為50%時，整體片層的完整性被破壞，部分片層發生斷裂球化，在組織中形成了少量短小的等軸α相。使用圖像處理軟件對等軸α相以及β相進行色差分離，并對等軸α相的體積分數進行測量，測得在50%變形量下等軸α相的體積分數約為5%，這起到了分散應力集中的作用，而未發生斷裂的片層會出現逐漸旋轉到同一個方向的趨勢，晶界也發生了明顯的偏折斷裂，部分位置晶界消失，如圖3(a)所示。隨著變形量的增加，組織中大量片層發生斷裂，球化現象更加明顯，等軸α相的含量明顯增多。使用圖像處理軟件對其體積分數進行測量后，發現在70%變形量下，等軸α相的體積分數增加至40%，并且晶界幾乎消失，如圖3(b)所示。

在變形過程中主要以動態球化為主，隨著變形的進行，原本細長的片層α相內部能量和位錯逐漸積累，片層發生變形，積累畸變能，部分位置發生凹陷，最后由β相嵌入凹陷位置使片層發生斷裂球化，轉換為細小的等軸α相，并且當變形量繼續增大，大量片層都會發生斷裂球化，等軸α相的含量增多。

2.3　熱變形過程中的晶體取向特征

圖4為50%變形條件下的取向特征，從圖4可以發現，在50%變形條件下，β晶粒整體變形不明顯，晶粒內部顏色差別較小，說明在該變形量條件下，β晶粒的晶體取向差異小。部分片層相發生了明顯的斷裂，并且晶體取向發生了明顯的改變，在部分片層相的內部也出現了較為明顯的晶體取向差異，如圖4(b)所示，這說明在變形過程中，片層相承受了更大的變形，導致其發生斷裂，進而發生動態球化，球化機理為晶界分離。通過變形后片層相與β相之間的極圖對比，發現在50%變形條件下，片層相與β相之間仍然能夠保持近Burgers取向關系。在70%變形量的條件下，晶體取向特征發生明顯的變化，如圖5所示。β晶粒被明顯壓扁，部分晶粒發生了再結晶，但晶粒內部整體取向差異仍然較小，如圖5(a)所示。大量片層相明顯斷裂并且發生動態球化，形成了細小的等軸α相，并且同一個片層斷裂球化形成的等軸α相會出現不同的晶體取向，如圖5(b)所示。通過極圖的對比可以發現，雖然在該條件下，片層相與β相都發生了明顯的變形，但仍然保持著近Burgers取向關系。

α相在球化時，影響其組織演變的并不是整個β相，而是處于α相周圍的β相，通過研究α相和周圍β相的取向變化關系，可以更細致地分析球化過程中α相和β相的協調演變行為。本文選擇不同變形量條件下的片層相及其周圍β相進行分析，結果如圖6所示。在50%的變形量時，部分片層承受較大變形，導致片層內部的晶粒發生旋轉，但從圖6(a)卻不難發現，盡管片層內的晶粒發生旋轉，但旋轉的角度較小，因而片層相整體上與其周圍的β相之間仍然保持著近Burgers取向關系，并且在片層相的晶粒發生旋轉時，會受到周圍β相的影響。當變形量增加至70%時，大量片層破碎發生球化的同時，破碎后的片層晶粒也發生了不同程度的旋轉，如圖6(b)所示。此時，破碎后的片層相與周圍的β相之間保持著近Burgers取向關系，這是因為片層相晶粒的旋轉角度不同，部分晶粒的位向發生了偏移，但大部分破碎的片層相仍然與一側的β相保持著近Burgers取向關系。

3、結論

本文對鈦合金在高溫變形過程中微觀組織的晶體取向演變特征進行了研究。通過研究，得出以下結論：

(1) 熱壓縮過程中，不同變形量的應力-應變變化趨勢相似，均可分為加工硬化階段和應力軟化階段，并且硬化峰值接近。

(2) 50%的變形量會使部分片層斷裂并且球化，而當變形量達到70%時，大量片層會被破碎球化。在變形過程中主要以動態球化為主，隨著變形的進行，原本細長的片層α相內部能量和位錯逐漸積累，部分位置發生凹陷，最后由β相嵌入凹陷位置使片層發生斷裂球化。

(3) 在整個動態球化過程中，α相和β相始終保持近Burgers取向關系，即{0001}α//{110}β和<11-20>α//<111>β。

參考文獻

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（注，原文標題：高溫變形過程中鈦合金微觀組織的晶體取向演變特征研究_紀曉宇）