近β型钛合金热加工过程组织性能关联研究：从应力-应变流变行为解析片状α相动态球化规律及Burgers取向特征的稳定保持机制

钛合金在高温变形过程中展现出包括动态回复、动态再结晶、动态相变以及片层α相的动态球化等[1]多种微观组织演化行为，这些组织演变行为不仅影响钛合金的热加工性，还会对其最终的显微组织和服役性能产生重要影响[2-3]。针对钛合金在高温变形过程中的组织演变行为进行研究，进而优化和完善晶体塑性理论，可为材料的高温变形行为提供科学依据，并且在工程实践中有助于优化钛合金热加工工艺参数，提升成形质量，改善力学性能和服役可靠性，同时为新型钛合金的开发和关键部件的性能提升提供指导，为高性能钛合金的广泛应用和高端制造技术的发展奠定坚实基础。

片状α相球化受自身的晶体取向及第二相的影响极为明显[4-6]。目前被广泛接受的钛合金球化机理主要有晶界分离和末端迁移两种机理。1987年，Harold等[7]在研究Ti-6Al-4V钛合金魏氏组织热变形及其热处理过程中首次提出了晶界分离机理。晶界分离是以组织内部形成的亚晶界或者滑移面为起始点，由于受外力剪切变形α/α界面极其不稳定，在表面张力的作用下二面角减小，形成凹槽，之后β相从凹槽楔入α/α界面，α片层会发生断裂，转化为球状组织。末端迁移机理则是由Gennady等[8]在研究热变形过程中Ti-6Al-4V合金微观结构演变的机制时提出来的。末端迁移是受扩散影响的过程，溶质原子从片层尖端部分向平坦部分移动[9]。受片层尖端和平面界面之间曲率差的影响，在曲率较大的位置，势能较高，α稳定元素的扩散变得更加强烈，这将导致在尖端和平坦位置之间形成化学势曲率。α稳定元素从尖端迁移到平坦界面，并导致尖端的溶解和片层的粗化[10]。Thomas等[11]研究Ti-6Al-4V合金的片状α相球化行为时，发现当α相的c轴平行于压缩轴时，组织不易球化。Luo Jiao等[12]在研究α和β再结晶对球化的影响时发现，α和β的Burgers取向关系的缺失会导致α/β界面的位错滑移能力下降，造成β晶粒内位错塞积，进而促进晶粒内部小角度晶界的形成。

本文选取具有初始片状α相组织的Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr近β相钛合金为研究对象，对其进行热模拟压缩试验，分析不同应变量下片状α相的球化行为，解释其在球化过程中的取向变化特征，并采用电子背散射衍射(EBSD)对典型试样进行显微组织表征，确定α相与β相在变形过程中的Burgers取向关系变化特征，揭示热变形过程中α/β相的协调演变规律。

1、实验步骤及方法

本文所使用的材料是一种近β型钛合金，其名义成分为Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，通过金相观察法测得钛合金的相变点为900℃。本文所使用的坯料是经过β锻后水冷的材料，锻后原始组织为交错分布的片层组织，如图1(a)所示，片层宽度约为0.36μm，晶界清晰，但有略微曲折。此外，通过图1(b)的反极图(IPF)可以明显地看出，原始组织中同一片层相的颜色基本保持不变，这就说明片层相内部的晶体取向是一致的，并且通过极图的对比，可以发现原始组织中，α相与β相之间严格保持着(0001)α//(110)β和<11-20>α//<111>β的Burgers取向关系。

本文采用Gleeble-3500热模拟压缩试验机进行热模拟压缩实验。首先采用线切割的方式从原始锻件上切割出尺寸为Φ8mm×12mm的热模拟压缩试样，随后在820℃的保温温度下，以0.01s⁻¹的应变速率，分别按照50%和70%的变形量进行热压缩变形，其间保温时间为5min，变形完成后立即水冷。热压缩实验结束后，需要对热压缩试样依次进行扫描电子显微镜(SEM)拍摄以及EBSD表征。

2、结果与讨论

2.1　应力-应变曲线

图2为热压缩过程中的两种变形量所对应的应力-应变曲线，从图2可以发现，两种变形程度的曲线在变形过程中均由急速上升的加工硬化阶段和峰值后的应力软化阶段组成，并且两种变形量的硬化峰值相差较小，稳定阶段也均在60MPa左右达到。加工硬化过程反映了试样在热加工前期积累畸变能的过程，这个过程主要表现为：晶内位错密度增加、位错塞积，片层相发生一定程度的形变但未发生明显断裂。这一现象在钛合金中较为常见，Xu Jianwei等[13]已经进行了相关研究。达到峰值后的流动应力软化则是发生了回复、再结晶、球化以及组织旋转等，导致畸变能释放，片层断裂后畸变能释放促进位错滑移和元素扩散。对于片状组织而言，其热压缩过程中的软化阶段主要是由α片状组织的旋转和球化引起[14]。

2.2　热变形过程中的显微组织演变

本文将α相的长宽比L/R≤2定义为球化组织。图3为不同变形量条件下的显微组织。从图3可以发现，在变形量为50%时，整体片层的完整性被破坏，部分片层发生断裂球化，在组织中形成了少量短小的等轴α相。使用图像处理软件对等轴α相以及β相进行色差分离，并对等轴α相的体积分数进行测量，测得在50%变形量下等轴α相的体积分数约为5%，这起到了分散应力集中的作用，而未发生断裂的片层会出现逐渐旋转到同一个方向的趋势，晶界也发生了明显的偏折断裂，部分位置晶界消失，如图3(a)所示。随着变形量的增加，组织中大量片层发生断裂，球化现象更加明显，等轴α相的含量明显增多。使用图像处理软件对其体积分数进行测量后，发现在70%变形量下，等轴α相的体积分数增加至40%，并且晶界几乎消失，如图3(b)所示。

在变形过程中主要以动态球化为主，随着变形的进行，原本细长的片层α相内部能量和位错逐渐积累，片层发生变形，积累畸变能，部分位置发生凹陷，最后由β相嵌入凹陷位置使片层发生断裂球化，转换为细小的等轴α相，并且当变形量继续增大，大量片层都会发生断裂球化，等轴α相的含量增多。

2.3　热变形过程中的晶体取向特征

图4为50%变形条件下的取向特征，从图4可以发现，在50%变形条件下，β晶粒整体变形不明显，晶粒内部颜色差别较小，说明在该变形量条件下，β晶粒的晶体取向差异小。部分片层相发生了明显的断裂，并且晶体取向发生了明显的改变，在部分片层相的内部也出现了较为明显的晶体取向差异，如图4(b)所示，这说明在变形过程中，片层相承受了更大的变形，导致其发生断裂，进而发生动态球化，球化机理为晶界分离。通过变形后片层相与β相之间的极图对比，发现在50%变形条件下，片层相与β相之间仍然能够保持近Burgers取向关系。在70%变形量的条件下，晶体取向特征发生明显的变化，如图5所示。β晶粒被明显压扁，部分晶粒发生了再结晶，但晶粒内部整体取向差异仍然较小，如图5(a)所示。大量片层相明显断裂并且发生动态球化，形成了细小的等轴α相，并且同一个片层断裂球化形成的等轴α相会出现不同的晶体取向，如图5(b)所示。通过极图的对比可以发现，虽然在该条件下，片层相与β相都发生了明显的变形，但仍然保持着近Burgers取向关系。

α相在球化时，影响其组织演变的并不是整个β相，而是处于α相周围的β相，通过研究α相和周围β相的取向变化关系，可以更细致地分析球化过程中α相和β相的协调演变行为。本文选择不同变形量条件下的片层相及其周围β相进行分析，结果如图6所示。在50%的变形量时，部分片层承受较大变形，导致片层内部的晶粒发生旋转，但从图6(a)却不难发现，尽管片层内的晶粒发生旋转，但旋转的角度较小，因而片层相整体上与其周围的β相之间仍然保持着近Burgers取向关系，并且在片层相的晶粒发生旋转时，会受到周围β相的影响。当变形量增加至70%时，大量片层破碎发生球化的同时，破碎后的片层晶粒也发生了不同程度的旋转，如图6(b)所示。此时，破碎后的片层相与周围的β相之间保持着近Burgers取向关系，这是因为片层相晶粒的旋转角度不同，部分晶粒的位向发生了偏移，但大部分破碎的片层相仍然与一侧的β相保持着近Burgers取向关系。

3、结论

本文对钛合金在高温变形过程中微观组织的晶体取向演变特征进行了研究。通过研究，得出以下结论：

(1) 热压缩过程中，不同变形量的应力-应变变化趋势相似，均可分为加工硬化阶段和应力软化阶段，并且硬化峰值接近。

(2) 50%的变形量会使部分片层断裂并且球化，而当变形量达到70%时，大量片层会被破碎球化。在变形过程中主要以动态球化为主，随着变形的进行，原本细长的片层α相内部能量和位错逐渐积累，部分位置发生凹陷，最后由β相嵌入凹陷位置使片层发生断裂球化。

(3) 在整个动态球化过程中，α相和β相始终保持近Burgers取向关系，即{0001}α//{110}β和<11-20>α//<111>β。

参考文献

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（注，原文标题：高温变形过程中钛合金微观组织的晶体取向演变特征研究_纪晓宇）