TC18 钛合金作为一种近β型钛合金,拥有密度小、、、比强度高、、、耐高温、、、耐侵蚀等利益,宽泛用于航空工业的零部件[1-2] 。 为使钛合金零部件具备良好力学机能,需通过相宜热加工工艺获取梦想显微组织。 鉴于钛合金微观组织对热加工参数敏感,有必要探索其热加工时的组织演变法规。

近年来,国内外学者对钛合金高温变形过程中的热加工行为及微观组织演变法规进行大量钻研。 孙金钊[3]通过热压缩仿照尝试钻研了 TC17 合金高温变形过程中α相与β相的动态回复、、、动态再结晶机制,发现变形温度和变形量重要影响α相球化过程,变形速度重要影响片层α相的球化方式。 赵子博[4]钻研了热处置过程中片层α相在分歧变形温度下的球化机制,发现与变形方向角度较小的片层α易产生弯曲扭折,而与变形方向角度较大的片层易产活泼弹。 史双喜等[5] 通过对钛合金热轧过程钻研,发现随着应变速度的增大,片层α相和β相的动态再结晶水平先减弱后加强;而随着变形温度升高片层 α相动态再结晶水平逐步减弱,β 相的动态再结晶水平先略微加强后减弱。 Zheng 等[6] 钻研了分歧加工前提下 TC21 合金的组织变动过程,发现变形量和变形温度削减会克制α相和β相的动态再结晶且β相受影响更显著。 Wang 等[7] 通过 TC21 热轧和退火尝试发现热轧过程中α织构会沿着 TD(横向方向)散布,而退火后组织的织构强度会提高。 Li 等[8] 钻研发现TC18 棒材在镦粗加工过程中会产生{111} 和{110}织构相互转变,并伴随过渡织构的形成,此外,还发现资猜中心区域的变形量高于边缘,导致中心部位的织构强度显著高于边缘区域。

以上文件重要钻研了热加工过程中工艺参数对钛合金微观组织演变的影响,没有对组织不均匀演变机制、、、α 和β相之间演变的关系进行揭示。 本文以片层组织的 TC18 合金作为钻研对象,选取Gleeble-3500 热仿照尝试机对合金进行热压缩尝试,分析了高温变形过程中合金的热变形行为和分歧变形工艺参数对其微观组织的影响,揭示了组织不均匀性演变机理,为 TC18 合金的热加工工艺提供理论凭据。

1、、、尝试资料及规划

本尝试原资料为TC18钛合金,试样尺寸为?6mmx10mm,初始组织为片层组织,组织蕴含很多微织构区域，，，如图1(a)所示。TC18钛合金的化学成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，，，Tβ相变点(α+β→β转变温度)为870℃。热压缩仿照尝试在 Gleeble-3500型热压缩仿照机上进行，，，单道次变形温度为765、、、785、、、805和825℃,应变速度为0.01、、、0.1和1s-1,变形量为20%、、、40%、、、60%和80%;双道次变形温度为785℃,应变速度为0.01s-1,第一、、、第二道次压缩量为30%，，，道次间保温功夫为别离为4和8min，，，热仿照压缩尝试过程如图1(b)所示。

试样热变形后沿着轴向方向切割为两份，，，取其一份进行镶嵌。而后通过使用分歧目数的砂纸进行粗磨,再用二氧化硅悬浊液精抛,达到金相观察的要求，，，选取侵蚀液配比为HF:HNO₃:H₂O=1:3:17,侵蚀10s左右，，，用净水冲刷掉试样所增长的侵蚀液，，，预防试样被侵蚀过度，，，用酒精棉轻轻擦拭，，，最后用吹风机吹干试样理论至干燥。通过建设EBSD系统的扫描电镜(SEM)对经过打磨、、、电解抛光后的合金试样进行EBSD测试,EBSD试样需在测试前进行氩离子抛光以提高试样的数据解析率。在EBSD测试中利用的参数为:加载电压为15kV,合金热处置前后的EBSD试样加载步长为0.35μm,EBSD试样加载步长为0.7μm,扫描功夫约为20min,样品倾斜角度70°。放大倍数为500倍。使用Channel5后处置软件对EBSD测试数据进行后处置。

2、、、尝试了局与分析

2.1变形参数对合金微观组织的影响

2.1.1变形温度对微观组织的影响

图2为TC18钛合金经过分歧加热温度得到的双态组织，，，能够看出，，，随着变形温度的升高，，，α相的含量不休削减、、、均匀晶粒尺寸和轴比不休减。，，但是双态组织中仍存在较多的长条状α晶粒。温度从785℃升高到805℃,经定量统计处置,α含量从~38.1%逐步削减到~25.5%,这重要是由于随着温度的升高,α相不休溶化，，，导致其含量逐步削减。从图2(b)和2(c)能够看出，，，随着热变形温度从785 °C升高到805℃,均匀轴比变动不大,而当温度持续升高到825℃时,轴比急剧增大。这重要是由于热变形温度小于800℃时，，，组织中仍保留较多等轴状α晶粒，，，而温度持续升高到靠近相变点，，，等轴状的α相大量溶化。

2.1.2应变速度对微观组织的影响

图3为TC18钛合金在785℃,别离以0.01和1s^-1两种应变速度压缩60%的前提下得到的微观组织。从图3(a)能够看出，，，当应变速度为0.01s-1时，，，片层α相的球化水平、、、弯曲水平更高，，，这是由于应变速度更低时α相有更长的功夫产生弯曲和球化。当应变速度较高时,由于位错来不及产生回复和再结晶,导致位错塞积、、、相互缠结,从而导致资料的畸变能增长[9-10]。

2.1.3变形量对微观组织的影响

图4(a~d)为TC18钛合金在785℃,应变速度为0.01s-1时,别离压缩20%、、、40%、、、60%和80%前提下的显微组织。从图4(a)和4(b)能够看出,当变形量为20%和40%时，，，大部门片层α相仍旧维持平行，，，部门片层α产生了弯曲。随着变形量的增大，，，片层α相沿着垂直压缩方向散布，，，且产生断裂、、、弯折和动态球化。但是在微织构区域，，，片层α依然与水平方向维持相对较大的角度,这批注由于微织构区域的尺寸效应,片层α在变形过程中不太容易产生旋转。随变形量增长到60%、、、80%时，，，片层α相的动态球化率显著提高，，，而在一些微织构区域内仍维持着平行的片状α。分歧区域微观组织的演变有其自身的特点,出格是在微织构区域，，，片层α的演变拥有显著的独个性。

2.1.4多道次变形对微观组织演变的影响

图5所示为双道次变形过程中分歧保温功夫前提下的微观组织。从图5能够看出，，，与单道次变形后的组织相比力，，，经过多道次变形后片层α相含量削减,等轴状的α相显著增多。分析发现由于球化过程是一个元素扩散的过程，，，保温过程为片层α的球化提供更多的功夫和热量。随着双道次变形之间的保温功夫增长到8min,较长的保温功夫使得片层α相有足够功夫球化,片层α相球化水平显著提高。由于球化后的α相拥有更好的变形机能,因而这也说了然为什么更长保温功夫会导致保温后应力更低：：尚11]通过对TA15分歧道次加工，，，也发现随着变形道次增长使得组织在高温停顿的功夫长，，，α相会有肯定水平的长大、、、粗化。陈磊[12]以为变形道次的增多改善了整体变形的均匀性，，，使得晶粒位错密度增大，，，变形畸变能升高，，，有利于动态再结晶的进行。

综上所述，，，TC18合金在热加工过程中变形温度、、、应变速度、、、变形量对微观组织演变有着分歧水平的影响，，，其中变形量对组织演变的影响较大。且相比于单道次变形，，，双道次变形更有利于片层α相的球化，，，因而,下文将针对热加工过程中分歧变形量和双道次变形对组织演变法规的影响进一步分析。

2.2分歧前提下织构演变法规

图6所示为单道次分歧变形量和双道次变形前提下片层α和β相的极图。如图6(a)所示，，，当变形量为20%时，，，片层α和β相存在较强的织构，，，织构强度别离为56.81和49.96。α相的极图{0001}和{1120}中的高密度概括区域别离与β相的极图{110}和{111}中的概括区域根基一致，，，这批注片层α相和β相之间依然维持Burgers取向关系

({0001}α // {110}β , <1120>,] )随着变形量增大到40%(图6b),组织的织构强度逐步降低，，，但是重要的织组成分没有变动,这注明较小的变形量没有扭转组织原有的织构。同时也能够观察到组织的取向出现显著的分散景象，，，部门a和β相之间偏离了原来的 Burgers取向关系。由于片层α相和β相之间存在Burgers取向关系，，，它们之间形成半有关界面[14-15]。在变形过程中，，，当两相之间的取向关系遭到粉碎时,半共格α/β界面可能会转化为拥有更高能量的非共格界面。而当变形量达到60%时(图6c),α和β相都形成了显著的压缩织构,α和β相织构强度别离为8.28和11.29,这时两相之间的Burgers取向关系遭到了更大水平的粉碎。而与变形量为60%相比力，，，双道次变形后微观组织取向阐发出更显著的分散散布，，，织构强度也更低，，，别离为8.09和9.66。通过上述分析可知，，，变形量对组织取向的影响较大，，，而双道次变形之间的保温过程对组织演变同样拥有不成忽视的作用。

2.3片层α的演变法规

图7(a~c)为片层α相在单道次分歧变形量前提下的EBSD图,图中的黄色线条暗示小角度晶界，，，玄色线条暗示大角度晶界。由图7(a)可知,随着变形量的增大，，，α相的取向变得更均匀。当变形量较小时(20%),丛域内的片层α相取向根基一致,随着变形量持续增长,片层α相内出现小角度晶界和大角度晶界，，，且数量不休增长。当变形量达到60%时，，，只管片层α内形成了显著的取向差，，，但是依然只有少量的等轴a的出现。如图7(a)和7(b)所示,在微织构区域I和II中,α相维持片层状态且拥有类似的取向。当变形量达到60%时，，，微织构区域IV内片层仍维持片层状态和类似取向，，，而在微织构区域III中,只管它们的取向维持类似,但大部门片层α转变为等轴α,因而,在加工过程中微织构区域内片层的状态和取向的演变是难题的，，，这也注明由于存在微织构区域,组织中的α相织构难以解除。图7(d)为双道次变形前提下的EBSD图。从图7(d)能够看出，，，与单道次变形60%后得到的组织相比力，，，双道次变形后α相取向散布越发均匀。同时由于两道次变形之间存在保温过程，，，一些片层内部形成了凹槽，，，等轴状α相也显著增多，，，注明双道次变形推进了片层α相取向和状态的演变[16-18]。

图8为图7中分歧微织构区域内α相极图。从图7(a)中可知,微织构区域III内α相的c轴垂直于应力方向，，，微织构区域IV内α相的c轴与应力方向倾斜约为60°(图7b)。在钛合金变形过程中,α相的重要滑移系类型是柱面滑移系({1010}<1120>)和基面滑移系({0001}<1120>),由于其临界分切应力值远低于锥面滑移系({10}1}<1120>和{10}1<2113 > ) [19]。当α晶粒的 c轴与应力方向的夹角为15°~75°时,柱面滑移系和基面滑移系得到激活[20]，，，此类取向的晶粒被称为“软取向晶！
！！。因而，，，微织构区域IV内的α相有利于基面滑移系的激活[21?22],这意味着α相处于有利的变形取向,从而推进片层α的演变;而微织构区域III内的α相仅柱面滑移系被激活，，，从而大部门α相仍维持片层状态。

图9为分歧变形量前提下片层α内的取向差散布图,别离对应于图7(a~c)中的片层α、、、B和C。由图9(a~c)可知,随着变形量的增大,片层α相的取向差是不休增长的，，，片层α、、、B和C内累计的取向差别离约为6°、、、18°和33°。取向差的陆续增长注明在变形量较小的前提下片层α相重要产生位错攀移和多边形化的动态回复，，，形成小角度晶界。随着变形量的增大，，，位错在重组与相互吸收，，，小角度晶界转变为大角度晶界，，，演变机制转变为陆续动态再结晶。

图10所示为分歧变形量前提下相邻片层α和β相的取向关系图,片层α相别离对应于图7(a~c)中的片层α、、、B和C。从图10(a)能够看出，，，经过20%的变形，，，片层α依然与周围的β基体维持Burgers取向关系。Lu等[23]以为在变形过程中a和β相之间维持Burgers取向关系，，，位错能够在相应的滑移系统上穿过两相之间的界面，，，注明较小变形量前提下α/β相界面依然为半共格界面，，，且两相之间变形拥有协调作用。而当变形量增长到40%时，，，两相之间的取向关系遭到肯定水平的粉碎，，，两相间的取向关系偏离Burgers取向关系,约为10°。同样地,当变形量为60%时,两相之间的 Burgers取向关系进一步粉碎。上述分析批注随着变形量的增大，，，两相之间的半共格界面逐步遭到粉碎，，，当两相之间的取向关系偏离较大时,会导致它们之间的变形难以有效协调。因而,更多的位错在α/β界面受到故障并形成大角度晶界。a和β相之间的取向关系与Burgers取向关系的误差为片层α的状态和取向的演变提供了前提。

2.4β相的演变法规

图11(a~c)为TC18钛合金分歧变形量时β相的取向关系,图11(d)则为双道次前提下β相的取向关系。从图11(a)能够看出，，，当单道次变形量为20%时，，，β相内出现了大量的小角度晶界和极少量的大角度晶界。β相的晶体取向根基一致，，，并且其<001>方向近似平行于CD(压缩方向)。随着变形量增长、、、位错不休地增殖，，，小角度和大角度晶界逐步增多，，，β相的取向差也随之增大，，，并且在部门区域β相产生了动态再结晶,如图11(b,c)所示。同时能够发现α相动态球化水平比力高的区域内，，，β相的再结晶水平也较高,如图7(c)和11(c)所示,批注相邻α相与β相的演变是相互影响的。图11(d)为经过双道次变形后的EBSD图。从图11(d)能够看出，，，β相内产生了大量的大角度和小角度晶界，，，晶体取向变得更为均匀，，，再结晶晶粒显著增多。与图11(c)相比力，，，双道次变形后的小角度晶界显著削减，，，大角度显著增多，，，分析发现这重要是由于保温过程的存在使得小角度晶界转化为大角度晶界。此外，，，还能够发现当变形量较大时(图11c和11d),一些天堑齐全的藐小β晶粒呈此刻扭曲的片层α周围,如图中的矩形框内,其方向从<001>变为<101>(或<111>),平行于CD(压缩方向),这注明片层α的剧烈的扭曲推进了相邻β的不陆续再结晶,陆续动态再结晶和不陆续动态再结晶在高温变形下的TC18中共存，，，推进β相成长。

图12(a~c)显示了TC18钛合金在分歧变形量下的β相均匀取向角散布,图12(d)为双道次前提下的β相均匀取向角散布,图12(e)为有关数据的定量统计。其中β晶？？煞治3种类型，，，即晶内均匀取向差小于2°的再结晶晶！
！、、、晶内均匀取向差在2°~15°之间的亚晶：：途诰热∠虿畲笥15°的变形晶粒[24-25]。如图12(a)所示,变形量为20%时,亚晶粒占据了大部门区域，，，约为85.4%，，，再结晶区域很少，，，约为4.1%,注明在变形量较小时,β相的演化机制重要是回复。如图12(b)和12(c)所示，，，随着变形量的增长，，，β再结晶晶粒的体积分数逐步增大，，，亚晶粒的比例逐步减小。凭据统计了局图12(e),当变形量增长到60%时，，，再结晶区域约为30%，，，亚晶区域面积则降低到14.1%。而经过双道次变形后β再结晶水平进一步提高，，，再结晶晶粒的比例约为33%。定量统计了局批注，，，双道次变形后的再结晶晶粒均匀尺寸约为7.8μm,亚晶粒均匀尺寸约为6.9μm。通过上述分析可知β再结晶组织起源于亚晶组织，，，亚晶组织通过不休地增长取向差转变为再结晶组织。

3、、、结论

1)在热变形过程中，，，变形温度、、、应变速度和变形量的变动会对片层α相的含量和状态产生影响，，，片层α相含量随温度升高而降低，，，片层α相的球化水平随应变速度的降低而提高;随着变形量的增长,片层α相产生扭折、、、弯曲和动态球化，，，然而α相的演变阐发出显著的区域差距性;

2)随着变形量的增长，，，织构的强度逐步减。，，但由于微织构区域存在,使得织构难以被解除,微织构区域内α相的演变取决于其尺寸和应力方向的c轴的共同作用,当变形量增长60%时,α相织构的成分产生了显著的变动，，，形成了压缩织构，，，并且α和β两相之间的取向关系逐步偏离Burgers取向关系,与单道次变形量为60%相比力，，，双道次变形后微观组织取向阐发出更显著的分散散布，，，织构强度也更低;

3)当变形量较小时(20%),组织中产生了大量的小角度晶界，，，丛域内的片层α相取向根基一致，，，β相的<001>方向近似平行于CD(压缩方向),随着变形量增大、、、位错不休地增殖，，，组织中的位错重组与相互吸收，，，使得取向差是不休增长，，，导致片层α和β相产生陆续动态再结晶，，，此外，，，部门的片层α剧烈变形会推进相邻β的不陆续再结晶，，，这一过程中，，，区域内相邻片层α相与β相的演变相互影响。

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（注，，，原文标题：：TC18钛合金片层组织的不均匀变形行为及两相间的交互作用机理_王梓凡）