引言

亞穩(wěn)β 鈦合金具有強韌性高、 淬透性好以及耐腐蝕性好等特點, 在航空、 航天、 生物和化工等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛。 尤其是可以替代高強結(jié)構(gòu)鋼應(yīng)用在大型航空構(gòu)件上, 實現(xiàn)飛機減重30%～40%[1-2]。 熱機械加工可以實現(xiàn)鈦合金大型零部件微觀組織調(diào)控,獲得優(yōu)異的力學(xué)性能。 在β 相區(qū)加工能有效降低合金的變形抗力和裂紋擴展能力, 使零件獲得更高的蠕變性能和斷裂韌性[3]。 亞穩(wěn)β 鈦合金在高溫變形過程中會產(chǎn)生動態(tài)回復(fù)(Dynamic Recovery, DRV)和 動 態(tài) 再 結(jié) 晶 ( DynamicRecrystallization,DRX)[4-5]。 OUYANG D L 等[3]發(fā)現(xiàn)Ti-1023 合金在低應(yīng)變速率下熱變形時連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶(Continuous Dynamic Recrystallization, CDRX) 產(chǎn)生于晶粒內(nèi)部,而不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶 (Discontinuous Dynamic Recrystallization, DDRX) 在高應(yīng)變速率下主要在晶界附近形成, 呈項鏈狀。 劉少飛等[5]認為近β 鈦合金的流動軟化從宏觀上主要受變形工藝參數(shù)和原始微觀組織的影響, 微觀上主要受動態(tài)回復(fù)、 動態(tài)再結(jié)晶、 片層組織的球化及流動穩(wěn)定性等的影響, 也可能同時存在幾種導(dǎo)致流變軟化的機制。 MATSUMOTO H 等[6] 在Ti-5553 合金熱變形過程中觀察到CDRX, 其認為在高溫低應(yīng)變速率下DRV 在變形機制中占主導(dǎo)地位。 ZHAO J 等[7]認為Ti-1023 合金在熱變形過程中DRV 占主導(dǎo)地位, 同時在低溫高應(yīng)變速率條件下發(fā)現(xiàn)了CDRX, 而DDRX 很少出現(xiàn)。

目前多數(shù)學(xué)者認為亞穩(wěn)β 鈦合金在高溫變形過程中的流動軟化主要是DRV 和DRX 造成的, 但鈦合金的流動軟化不但與熱變形參數(shù)密切相關(guān), 而且導(dǎo)熱性差會造成高應(yīng)變速率變形時容易出現(xiàn)局部流動、 微裂紋等塑性流動失穩(wěn), 從而導(dǎo)致流動軟化。因此, 有必要深入研究亞穩(wěn)β 鈦合金高溫變形時的宏觀流動應(yīng)力變化和微觀組織演變過程, 尤其是要建立流動應(yīng)力與微觀變形機制之間的聯(lián)系。

本文以TB15 鈦合金為研究對象, 采用熱模擬壓縮試驗機進行變形溫度為810 ～930 ℃、 應(yīng)變速率為0.001 ～10 s-1 及壓下量60%的等溫?zé)釅嚎s試驗,研究了TB15 鈦合金的高溫變形行為和動態(tài)再結(jié)晶機制, 建立了高溫流動軟化與微觀組織演變之間的聯(lián)系。

1 試驗材料與方法

TB15 鈦合金的成分如表1 所示, 來料為鍛態(tài),其微觀組織如圖1a 所示, 大量等軸α 相均勻分布在β 基體上。 通過金相法測量該合金的β 相轉(zhuǎn)變溫度為(790±5) ℃。 在熱壓縮前對鍛態(tài)組織進行固溶處理, 固溶溫度830 ℃, 保溫0.5 h 后空冷, 微觀組織如圖1b 所示, 為等軸β 相, 平均晶粒尺寸約為100 μm。

圖1 TB15 鈦合金的原始組織(a) 鍛態(tài)組織 (b) 固溶組織
Fig.1 Original structure of TB15 titanium alloy(a) Forged structure (b) Solid solution structure

表1 TB15 鈦合金的化學(xué)成分(%, 質(zhì)量分數(shù))
Tab.1 Chemical composition of TB15 titanium alloy(%, mass fraction)

采用Gleeble-3500 熱模擬試驗機進行熱壓縮試驗, 先以10 ℃·s-1 的速率升溫到相應(yīng)溫度, 保溫3 min 后進行熱壓縮, 變形完成后立即水冷。 熱壓縮變形溫度分別為810、 840、 870、 900 和930 ℃,應(yīng)變速率分別為0.001、 0.01、 0.1、 1 和10 s -1,壓下量為60%。 將熱壓縮后試樣沿壓縮軸對半切開, 取其1/2 制成金相試樣, 依次采用1#、 3#和5#金相砂紙進行打磨后拋光, 拋光劑為粒度0.25 μm的氧化鋁粉末和水的混合液, 拋光至鏡面且無劃痕后沖洗吹干, 用配比為HF ∶HNO3 ∶H2O=5 ∶10 ∶85的腐蝕液進行腐蝕, 采用XJP-6A 型光學(xué)顯微鏡進行顯微組織觀察。 熱壓縮另外1/2 試樣使用由70 mL 甲醇、 20 mL 乙二醇和10 mL 高氯酸的混合液電解拋光20 s, 電解拋光后快速水洗吹干, 在裝有Oxford Nordlys Max3 EBSD 探頭的ZEISS Sigma 500場發(fā)射掃描電子顯微鏡進行電子背散射衍射(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 表征, 步長0.3 μm, 加速電壓20 kV。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖2 為TB15 鈦合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線, 可以看出, 流動應(yīng)力隨變形溫度的增大和應(yīng)變速率的減小顯著降低。 相比變形溫度, 應(yīng)變速率對流動應(yīng)力的影響更加顯著, 不同應(yīng)變速率變形時曲線呈現(xiàn)出不同的形貌特征。 當應(yīng)變速率為0.001 s-1時, 變形開始階段流動應(yīng)力明顯增大, 增大到一定程度后, 流動應(yīng)力隨應(yīng)變的繼續(xù)增大始終保持穩(wěn)態(tài), 沒有明顯的峰值應(yīng)力。 通常來說, 發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶時, 流動應(yīng)力通常在較大應(yīng)變水平達到穩(wěn)態(tài), 且沒有明顯峰值應(yīng)力。 當應(yīng)變速率為0.01 和0.1 s-1 時, 變形初始時曲線出現(xiàn)明顯的峰值, 之后應(yīng)力隨著應(yīng)變的增大保持穩(wěn)態(tài)流動。 一般在發(fā)生DDRX 時, 流動應(yīng)力會達到峰值后迅速降低至一定水平后保持不變, 呈明顯的峰值應(yīng)力。當應(yīng)變速率為1 s-1 時, 變形初始曲線出現(xiàn)明顯的峰值, 之后隨應(yīng)變增大, 流動應(yīng)力持續(xù)增加, 曲線出現(xiàn)第2 次應(yīng)力峰值隨后下降, 且第2 次峰值應(yīng)力區(qū)域較寬。 當應(yīng)變速率為10 s-1 時, 變形初始階段應(yīng)力明顯增大, 后出現(xiàn)峰值, 同時峰值段曲線出現(xiàn)明顯震蕩, 且峰值應(yīng)力區(qū)域也較寬, 之后隨應(yīng)變增大, 流動應(yīng)力持續(xù)下降。 ZHANG H K 等[8]和HANG K 等[9]指出, 發(fā)生幾何動態(tài)再結(jié)晶時,流動應(yīng)力達到峰值后不會發(fā)生明顯軟化, 峰值應(yīng)力區(qū)域較寬。

圖2 TB15 鈦合金在不同變形條件下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a) 810 ℃ (b) 840 ℃ (c) 870 ℃ (d) 900 ℃ (e) 930 ℃
Fig.2 Stress-strain curves of TB15 titanium alloy under different deformation conditions

圖3 為TB15 鈦合金熱變形參數(shù)對流動軟化程度的影響關(guān)系曲線, 通常用流動應(yīng)力下降比(Decline Ratio of Flow Stress, DRFS) DRFS 來定量表征流動軟化程度, DRFS=(σp-σs)/σp×100%, 其中, σp為峰值應(yīng)力, σs為變形終了的流動應(yīng)力, 本文σs為圖2 中應(yīng)變?yōu)?.92 時對應(yīng)的流動應(yīng)力。 從圖3a可以看出, 當應(yīng)變速率不變時, 變形溫度對流動軟化程度的影響保持在一定范圍內(nèi), DRFS 值的波動范圍基本都在0.10 內(nèi), 大部分DRFS 值分布在0.10 ～0.20 之間, 可見變形溫度對TB15 鈦合金流動軟化的影響較小。 與變形溫度相比, 應(yīng)變速率對流動軟化程度的影響較大(圖3b), 且不同溫度下應(yīng)變速率對DRFS 的影響規(guī)律基本相同, 呈現(xiàn)出“V” 型特征。 當應(yīng)變速率較低時(ε·≤0.1 s-1), 隨應(yīng)變速率增大, 流動軟化程度減小, 當應(yīng)變速率為0.1 s-1 時最小(DRFS＜0.07), TB15 鈦合金在低應(yīng)變速率下可能更傾向于發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶。 當應(yīng)變速率較高時(ε·＞0.1 s-1), 隨應(yīng)變速率增大, 流動軟化程度明顯增大, 應(yīng)變速率為10 s-1 時DRFS 增加至0.15 以上。

圖3 變形溫度(a) 和應(yīng)變速率(b) 對TB15 鈦合金流動軟化程度的影響
Fig.3 Influence of deformation temperature (a) and strain rate (b) on flow softening degree of TB15 titanium alloy

2.2 熱變形參數(shù)對微觀組織的影響

2.2.1 變形溫度對微觀組織的影響

圖4 為TB15 鈦合金在應(yīng)變速率為0.001 s-1 時不同變形溫度下的金相組織。 當變形溫度為810 ℃時, 原始β 晶粒沿垂直壓縮軸方向被壓扁拉長, 晶界呈鋸齒狀, 在部分鋸齒狀晶界及三叉晶界附近有少量細小的DRX 晶粒, 尺寸約25.3 μm (圖4a)。變形溫度升高至840 和870 ℃時再結(jié)晶程度增大,但不充分, 晶界仍呈不規(guī)則的鋸齒狀, 這是應(yīng)變誘導(dǎo)晶界遷移造成的(圖4b 和圖4c)。 在變形開始階段, 由于變形不均勻?qū)е略鸡?晶粒邊界兩側(cè)產(chǎn)生位錯密度差, 為了協(xié)調(diào)這種不均勻變形, 晶界會發(fā)生遷移彎曲, 從而產(chǎn)生頻繁的晶界弓彎現(xiàn)象[10-11]。當變形溫度為900 ℃ 時, 變形溫度升高, 熱激活能作用增強, 原子擴散、 位錯交滑移和晶界遷移能力增加[12], 從而促進了再結(jié)晶形核和晶粒長大, 動態(tài)再結(jié)晶體積分數(shù)約55%, 平均晶粒尺寸約66.5 μm(圖4d)。 當變形溫度升高至930 ℃時, 再結(jié)晶晶粒明顯長大, 平均晶粒尺寸增至約109.4 μm, 這可能是相鄰DRX 晶粒合并長大導(dǎo)致(圖4e)。

圖4 TB15 鈦合金在應(yīng)變速率0.001 s-1 不同變形溫度下的微觀組織(a) 810 ℃ (b) 840 ℃ (c) 870 ℃ (d) 900 ℃ (e) 930 ℃
Fig.4 Microstructure of TB15 titanium alloy at strain rate of 0.001 s-1and different deformation temperatures

圖5 為變形溫度對TB15 鈦合金DRX 體積分數(shù)和DRX 晶粒尺寸的影響曲線。 可以看出, 變形溫度對DRX 體積分數(shù)和DRX 晶粒尺寸的影響規(guī)律與應(yīng)變速率大小有關(guān)。 當應(yīng)變速率較大時 (1 和10 s-1), 隨變形溫度升高, DRX 體積分數(shù)和DRX晶粒尺寸均變化不大, DRX 體積分數(shù)保持在5%～8% (圖5a 虛線), DRX 晶粒尺寸保持在2 ～5 μm(圖5b 虛 線)。 當 應(yīng) 變 速 率 較 小 時 (0.001 ～0.1 s-1), 隨變形溫度升高, DRX 體積分數(shù)和和DRX 晶粒尺寸都增大, 但增加的規(guī)律有所不同。 當應(yīng)變速率為0.001 和0.01 s-1 時, 隨著溫度的升高,DRX 體積分數(shù)增幅基本相同, 且均較大; 當應(yīng)變速率為0.1 s-1 時, 隨溫度升高, DRX 體積分數(shù)增幅較小。 當應(yīng)變速率在0.001 ～0.1 s-1 范圍時, 隨著變形溫度升高, DRX 晶粒尺寸增加幅度隨應(yīng)變速率減小而明顯增大。

圖5 變形溫度對DRX 體積分數(shù)(a) 和DRX 晶粒尺寸(b) 的影響
Fig.5 Influence of deformation temperature on DRX volume fraction (a) and DRX grain size (b)

2.2.2 應(yīng)變速率對微觀組織的影響

圖6 為TB15 鈦合金在變形溫度為900 ℃、 不同應(yīng)變速率下的微觀組織。 與圖4 不同溫度下微觀組織形貌相比, 不同應(yīng)變速率下的組織形貌差別較大。應(yīng)變速率為0.001 s-1 時(圖4d), DRX 程度較充分, 組織均勻性較好, 這是因為應(yīng)變速率較低時,變形時間充分, 有足夠的時間完成DRX。 當應(yīng)變速率為0.01 s-1 時, 原始β 晶粒沿垂直于壓縮軸線方向被壓扁拉長, 晶界呈明顯鋸齒狀, 在晶界附近有少量細小的DRX 晶粒(圖6a)。 當應(yīng)變速率增加至0.1 s-1 時, 原始β 晶粒沿垂直于壓縮軸線方向被壓扁拉長, 大部分原始β 晶界呈鋸齒狀, 但鋸齒的齒高和齒寬相比應(yīng)變速率為0.01 s-1 時明顯減小, 熱變形過程中β 相產(chǎn)生大量位錯, 位錯發(fā)生攀移和交滑移使小角度晶界以及大角度晶界鋸齒化, 此時β相以動態(tài)回復(fù)為主。 同時晶界附近開始出現(xiàn)變形帶(Deformation Bands, DBs), 部分DBs 內(nèi)分布著細小的DRX 晶粒(圖6b)。 當應(yīng)變速率達到1 s-1 時,原始β 晶粒沿垂直于壓縮軸線方向壓扁拉長的現(xiàn)象更加嚴重, β 晶粒晶界有平直化趨勢, 在三叉晶界或帶狀組織內(nèi)分布著極少數(shù)細小的DRX 晶粒(圖6c)。 當應(yīng)變速率增大至10 s-1 時, 原始β 晶粒晶界平直化更加明顯, 被壓扁拉長地更加細小, 且被壓扁拉長的方向有朝著與壓縮軸線呈45°方向轉(zhuǎn)動的趨勢,這是典型的局部塑性流動特征[13-14] (圖6d)。

圖6 TB15 鈦合金在變形溫度900 ℃不同應(yīng)變速率下的微觀組織(a) 0.01 s-1 (b) 0.1 s-1 (c) 1 s-1 (d) 10 s-1
Fig.6 Microstructure of TB15 titanium alloy at deformation temperature of 900 ℃ and different strain rates

圖7 為應(yīng)變速率對TB15 鈦合金DRX 體積分數(shù)和DRX 晶粒尺寸的影響曲線。 從圖中可以看出, 當應(yīng)變速率較大時(1 和10 s-1), 應(yīng)變速率對DRX 體積分數(shù)和DRX 晶粒尺寸影響不大, 較高的應(yīng)變速率會導(dǎo)致DRX 過程無法充分的進行, 且DRX 晶粒沒有足夠的時間長大, 各溫度下DRX 體積分數(shù)保持在3%～8%, DRX 晶粒尺寸保持在2～6 μm。 當應(yīng)變速率為0.001～1 s-1 時, 隨應(yīng)變速率減小, DRX 體積分數(shù)和DRX 晶粒尺寸明顯增大, 且變形溫度越高,增幅越明顯, 這一規(guī)律在DRX 晶粒尺寸隨應(yīng)變速率變化關(guān)系上表現(xiàn)的更為顯著(圖7b), 當變形溫度為810℃時, 應(yīng)變速率為1 和0.001 s-1 時DRX 晶粒尺寸分別為2.3 和25.2 μm, 晶粒尺寸增大約11倍。 當變形溫度為930 ℃時, 應(yīng)變速率為1 和0.001 s-1 時DRX 晶粒尺寸分別為4.7 和109.5 μm,晶粒尺寸增大了約23 倍。 其原因為: 變形溫度較低時, 晶界沒有充分的時間進行遷移, 且晶界上的雜質(zhì)會阻礙晶粒長大, 因此應(yīng)變速率敏感性較低。 隨著變形溫度升高, 界面能升高, 應(yīng)變速率的變化對晶粒尺寸影響增大[15]。 應(yīng)變速率越高, 合金變形儲能越高, 其發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動力越高, 再結(jié)晶晶粒數(shù)量增多, 但因變形時間較短, 再結(jié)晶晶粒長大不充分, 晶粒尺寸小。

圖7 DRX 體積分數(shù)(a) 和 DRX 晶粒尺寸(b) 與應(yīng)變速率的關(guān)系
Fig.7 Relationship between DRX volume fraction (a) and DRX grain size (b) and strain rate

圖8 為TB15 鈦合金在900 ℃時不同應(yīng)變速率下的取向差角分布圖, 晶界兩側(cè)晶粒取向差小于15°的屬于小角度晶界 (Low Angle Grain Boundaries,LAGBs), 取向差大于15°的屬于大角度晶界(High Angle Grain Boundaries, HAGBs)。 應(yīng) 變 速 率 為0.001 s-1 時, 取向差角的分散程度較大, 說明晶界沒有明顯的擇優(yōu)取向, 趨于隨機分布, 再結(jié)晶程度較充分, 組織中的位錯密度較小(圖8a)。 當應(yīng)變速率增加至0.1 s-1 時, 2°～15°的取向差角所占比例明顯增大, LAGBs 大幅上升至64.60%, 表明應(yīng)變速率增大位錯增殖頻繁, 且晶界沒有足夠的時間進行遷移,晶界趨向于擇優(yōu)分布, 因此LAGBs 占比增加(圖8b)。 當應(yīng)變速率升高至10 s-1 時, 位錯密度繼續(xù)增大, 亞晶通過吸收大量的位錯而長大, 轉(zhuǎn)化成大角度晶界, 導(dǎo)致LAGBs 略有降低, LAGBs 從64.6%下降到59.68%, 但LAGBs 占比仍然高于HAGBs, 表明動態(tài)回復(fù)仍然是其主要的軟化機制(圖8c)。

圖8 TB15 鈦合金在900 ℃不同應(yīng)變速率下的取向差角分布圖(a) 0.001 s-1 (b) 0.1 s-1 (c) 10 s-1
Fig.8 Distribution diagrams of orientation difference angle of TB15 titanium alloy with different strain rates at 900 ℃

結(jié)合熱變形參數(shù)對TB15 鈦合金微觀組織的影響規(guī)律, 對比圖3 可以看出, 低應(yīng)變速率(0.001和0.01 s-1) 變形時, 流動軟化程度DRFS 值在0.10～0.15 范圍, 動態(tài)再結(jié)晶體積分數(shù)在20% ～70%, 流動軟化主要是由組織中的DRV 和DRX 引起的。 高應(yīng)變速率(1 和10 s-1) 變形時, 由于變形時間太短, DRX 難以充分進行, DRX 體積分數(shù)始終保持在3%～8%, 但此時的流動軟化程度DRFS 較大, 在0.10～0.24, 應(yīng)變速率為10 s-1 時, DRFS 甚至高于應(yīng)變速率0.001 s-1 時。 這是由于鈦合金導(dǎo)熱性差, 在高應(yīng)變速率變形過程中產(chǎn)生的變形熱無法及時散出, 導(dǎo)致試樣中心溫度升高, 造成組織變形不均勻, 形成局部塑性流動[16-17], 塑性流動失穩(wěn)缺陷的出現(xiàn)是造成TB15 鈦合金高應(yīng)變速率變形時流動軟化程度增大的主要原因, 同時也有DRV 的共同作用。 應(yīng)變速率為0.1 s-1 時流動軟化程度DRFS 最小, 均小于0.07, 此時原始β 晶粒沿垂直于壓縮軸線方向被壓扁拉長, 晶界呈鋸齒狀, 在原始β 晶粒邊界發(fā)生了少量DRX, 流動軟化主要是DRV 和DRX 共同作用的結(jié)果。

2.3 動態(tài)再結(jié)晶機理

圖9 為TB15 鈦合金在900 ℃不同應(yīng)變速率下的EBSD 表征結(jié)果。 圖9a、 圖9c 和圖9e 為反極圖(Inverse Pole Figure, IPF), 圖9b、 圖9d 和圖9f 為晶界(Grain Boundaries, GBs) 圖。 從圖9a 和圖9b可以看出, 應(yīng)變速率為0.001 s-1 時, 微觀組織中分布著取向隨機的β 晶粒, 平均晶粒尺寸約為66.5 μm,原始β 晶粒被LAGBs 分成了形狀規(guī)整的多邊形亞晶粒, 這些亞晶粒的顏色與原始晶粒相近, 表明動態(tài)再結(jié)晶晶粒的形成可能通過已有晶界的亞晶粒逐漸旋轉(zhuǎn), 包括采用連續(xù)吸收位錯和漸進晶格旋轉(zhuǎn)方式實現(xiàn)LAGBs 向HAGBs 的轉(zhuǎn)變, 這是發(fā)生CDRX 的結(jié)果[18-19]。 另外, 圖9a 和圖9b 中原始β 晶粒中部分晶界發(fā)生了明顯的弓彎現(xiàn)象, 弓彎的鋸齒狀晶界凹陷處由LAGBs 橋接, 橋接的LAGBs 不斷吸收位錯轉(zhuǎn)變成HAGBs, 進而形成亞晶, 弓出的晶界將成為DRX 晶粒的形核位置, 這是典型的晶界弓出機制導(dǎo)致的DDRX[20]。

圖9 TB15 鈦合金在900 ℃不同應(yīng)變速率下的EBSD 表征結(jié)果(a) 0.001 s-1, IPF (b) 0.001 s-1, GBs (c) 0.1 s-1, IPF (d) 0.1 s-1, GBs 圖 (e) 10 s-1, IPF (f) 10 s-1, GBs 圖
Fig.9 EBSD characterization results of TB15 titanium alloy with different strain rates at 900 ℃(a) 0.001 s-1, IPF (b) 0.001 s-1, GBs diagram (c) 0.1 s-1, IPF (d) 0.1 s-1, GBs diagram (e) 10 s-1, IPF(f) 10 s-1, GBs diagram

當應(yīng)變速率為0.1 s-1 時(圖9c 和圖9d), 原始β 晶粒沿垂直于壓縮軸線方向被壓扁拉長, 晶界呈鋸齒狀分布, 具有體心立方結(jié)構(gòu)的β 相層錯能高, 擴展位錯窄, 位錯容易進行滑移或攀移運動,從而相互抵消, 位錯密度下降, 畸變能不容易累計到達到動態(tài)再結(jié)晶的程度, 不容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶,易發(fā)生動態(tài)回復(fù)。 大量LAGBs 聚集在原始β 晶粒邊界處, 在三叉晶界處更加集中, 這些LAGBs 將原始晶粒分割成了數(shù)個小尺寸的亞晶粒, 晶界附近取向呈漸進式分布[21], 表明亞晶粒的遞進旋轉(zhuǎn)較為活躍, 晶粒中位錯活性很高[19], 這是典型的漸進晶格旋轉(zhuǎn)式CDRX 特征[22-23]。 從圖9d 還可以看出, 被拉長的大的原始β 晶粒內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)很少, 幾乎沒有LAGBs, 但在DBs 內(nèi)部存在部分LAGBs, DBs 兩側(cè)晶界呈明顯鋸齒狀, 在DBs 內(nèi)狹窄的界面產(chǎn)生了新的再結(jié)晶晶粒, 這是由于DBs 的產(chǎn)生依賴高應(yīng)變速率的不均勻變形產(chǎn)生的強應(yīng)力集中效應(yīng), 因此DBs內(nèi)部位錯密度較高, 局部高儲能和高驅(qū)動力使DBs內(nèi)部成為DRX 的有利形核位置, 發(fā)生了DDRX[24]。

當應(yīng)變速率升高至10 s-1 時(圖9e 和圖9f),原始β 晶粒沿垂直于壓縮軸線方向被壓扁拉長更為嚴重, 被由位錯聚集而成的大量亞結(jié)構(gòu)分割成不同的區(qū)域, 這些亞結(jié)構(gòu)中已有一部分形成了小角度亞晶界, 并正在形成近似等軸狀的亞晶, 這些亞結(jié)構(gòu)排列形成的LAGBs 會逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)镠AGBs, 從而形成了細小的DRX 晶粒, 說明發(fā)生了CDRX[22], 包括通過連續(xù)吸收位錯和漸進晶格旋轉(zhuǎn)式的LAGBs 向HAGBs 轉(zhuǎn)變的CDRX 機制。 另外, 與原始β 晶界周圍區(qū)域的取向明顯不同, 在鋸齒狀晶界的弓彎處形成數(shù)個尺寸較小的再結(jié)晶晶粒, 促進DDRX 的發(fā)生。

3 結(jié)論

(1) TB15 鈦合金在不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)出不同形貌特征。 變形溫度對TB15 鈦合金流動軟化的影響較小, 應(yīng)變速率對流動軟化程度的影響較大, 隨應(yīng)變速率增大, 流動應(yīng)力下降比呈現(xiàn)出“V” 型特征。

(2) 當應(yīng)變速率較小時(0.001 和0.01 s-1),隨變形溫度升高和應(yīng)變速率減小, DRX 體積分數(shù)和和DRX 晶粒尺寸增大, 且DRX 晶粒尺寸的增幅較DRX 體積分數(shù)更明顯, 流動軟化主要是DRV 和DRX 引起的。 當應(yīng)變速率較大時(1 和10 s-1), 變形溫度和應(yīng)變速率對DRX 體積分數(shù)和DRX 晶粒尺寸的影響不大, 流動軟化主要是DRV 和局部塑性流動造成的。

(3) 在低應(yīng)變速率下原始β 晶粒被LAGBs 分成了形狀規(guī)整的多邊形亞晶粒, 通過連續(xù)吸收位錯和漸進晶格旋轉(zhuǎn)方式LAGBs 向HAGBs 轉(zhuǎn)變產(chǎn)生CDRX。 隨著應(yīng)變速率增大, CDRX 晶粒形核位置從原始β 晶粒內(nèi)部逐漸向晶界附近遷移, 不均勻變形加劇導(dǎo)致晶界兩側(cè)的應(yīng)變梯度增大, 更容易通過晶界弓彎產(chǎn)生DDRX 晶粒, 從而形成均勻細小的“項鏈狀” 再結(jié)晶晶粒。

文章引用: 董顯娟, 張 殿, 王宇航, 等.熱變形參數(shù)對TB15 鈦合金動態(tài)再結(jié)晶行為的影響[J].塑性工程學(xué)報, 2024, 31 (1): 50-59.