引言

亚稳β钛合金拥有强韧性高、、、淬透性好以及耐侵蚀性好等特点,在航空、、、航天、、、生物和化工等领域利用宽泛。。
。尤其是能够代替高强结构钢利用在大型航空构件上,实现飞机减重30%~40%[1-2]。。
。热机械加工能够实现钛合金大型零部件微观组织调控,获得优异的力学机能。。
。在β相区加工能有效降低合金的变形抗力和裂纹扩大能力,使零件获得更高的蠕变机能和断裂韧性[3]。。
。亚稳β钛合金在高温变形过程中会产活泼态回复(DynamicRecovery,DRV)和动态再结晶(DynamicRecrystallization,DRX)[4-5]。。
。OUYANGDL等[3]发现Ti-1023合金在低应变速度下热变形时陆续动态再结晶(ContinuousDynamicRecrystallization,CDRX)产生于晶粒内部,而不陆续动态再结晶(DiscontinuousDynamicRe-crystallization,DDRX)在高应变速度下重要在晶界左近形成,呈项链状。。
。刘少飞等[5]以为近β钛合金的流动软化从宏观上重要受变形工艺参数和原始微观组织的影响,微观上重要受动态回复、、、动态再结晶、、、片层组织的球化及流动不变性等的影响,也可能同时存在几种导致流变软化的机制。。
。MATSUMO-TOH等[6]在Ti-5553合金热变形过程中观察到CDRX,其以为在高温低应变速度下DRV在变形机制中占主导职位。。
。ZHAOJ等[7]以为Ti-1023合金在热变形过程中DRV占主导职位,同时在低温高应变速度前提下发现了CDRX,而DDRX很少出现。。
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目前无数学者以为亚稳β钛合金在高温变形过程中的流动软化重要是DRV和DRX造成的,但钛合金的流动软化不只与热变形参数亲昵有关,并且导热性差会造成高应变速度变形时容易出现部门流动、、、微裂纹等塑性流动失稳,从而导致流动软化。。
。

因而,有必要深刻钻研亚稳β钛合金高温变形时的宏观流动应力变动和微观组织演变过程,尤其是要成立流动应力与微观变形机制之间的联系。。
。本文以TB15钛合金为钻研对象,选取热仿照压缩试验机进行变形温度为810~930℃、、、应变速度为0.001~10s^-1及压下量60%的等温热压缩试验,钻研了TB15钛合金的高温变形行为和动态再结晶机制,成立了高温流动软化与微观组织演变之间的联系。。
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1、、、试验资料与步骤

TB15钛合金的成分如表1所示,来料为锻态,其微观组织如图1a所示,大量等轴α相均匀散布在β基体上。。
。通过金相法丈量该合金的β相转变温度为(790±5)℃。。
。在热压缩前对锻态组织进行固溶处置,固溶温度830℃,保温0.5h后空冷,微观组织如图1b所示,为等轴β相,均匀晶粒尺寸约为100μm。。
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选取Gleeble-3500热仿照试验机进行热压缩试验,先以10℃·s^-1的速度升温到相应温度,保温3min后进行热压缩,变形实现后立即水冷。。
。热压缩变形温度别离为810、、、840、、、870、、、900和930℃,应变速度别离为0.001、、、0.01、、、0.1、、、1和10s^-1,压下量为60%。。
。将热压缩后试样沿压缩轴对半切开,取其1/2制成金相试样,顺次选取1#、、、3#和5#金相砂纸进行打磨后抛光,抛光剂为粒度0.25μm的氧化铝粉末和水的混合液,抛光至镜面且无划痕后冲刷吹干,用配比为HF∶HNO₃∶H₂O=5∶10∶85的侵蚀液进行侵蚀,选取XJP-6A型光学显微镜进行显微组织观察。。
。热压缩别的1/2试样使用由70mL甲醇、、、20mL乙二醇和10mL高氯酸的混合液电解抛光20s,电解抛光后急剧水洗吹干,在装有OxfordNordlysMax3EBSD探头的ZEISSSigma500场发射扫描电子显微镜进行电子背散射衍射(Elec-tronBackScatteringDiffraction,EBSD)表征,步长0.3μm,加快电压20kV。。
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2、、、试验了局与会商

2.1应力-应变曲线

图2为TB15钛合金的应力-应变曲线,能够看出,流动应力随变形温度的增大和应变速度的减小显著降低。。
。相比变形温度,应变速度对流动应力的影响越发显著,分歧应变速度变形时曲线出现出分歧的描摹特点。。
。当应变速度为0.001s^-1时,变形起头阶段流动应力显著增大,增大到肯定水平后,流动应力随应变的持续增大始终维持稳态,没有显著的峰值应力。。
。通常来说,产生陆续动态再结晶时,流动应力通常在较大应变水平达到稳态,且没有显著峰值应力。。
。当应变速度为0.01和0.1s^-1时,变形初始时曲线出现显著的峰值,之后应力随着应变的增大维持稳态流动。。
。通常在产生DDRX时,流动应力会达到峰值后迅速降低至肯定水平后维持不变,呈显著的峰值应力。。
。

当应变速度为1s^-1时,变形初始曲线出现显著的峰值,之后随应变增大,流动应力持续增长,曲线出现第2次应力峰值随后降落,且第2次峰值应力区域较宽。。
。当应变速度为10s^-1时,变形初始阶段应力显著增大,后出现峰值,同时峰值段曲线出现显著震荡,且峰值应力区域也较宽,之后随应变增大,流动应力持续降落。。
。ZHANGHK等[8]和HANGK等[9]指出,产生几何动态再结晶时,流动应力达到峰值后不会产生显著软化,峰值应力区域较宽。。
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图3为TB15钛合金热变形参数对流动软化水平的影响关系曲线,通常用流动应力降落比(De-clineRatioofFlowStress,DRFS)DRFS来定量表征流动软化水平,DRFS=(σp-σs)/σp×100%,其中,σp为峰值应力,σs为变形终了的流动应力,本文σs为图2中应变为0.92时对应的流动应力。。
。从图3a能够看出,当应变速度不变时,变形温度对流动软化水平的影响维持在肯定领域内,DRFS值的颠簸领域根基都在0.10内,大部门DRFS值散布在0.10~0.20之间,可见变形温度对TB15钛合金流动软化的影响较小。。
。与变形温度相比,应变速度对流动软化水平的影响较大(图3b),且分歧温度下应变速度对DRFS的影响法规根基一样,出现出“V”型特点。。
。当应变速度较低时(ε·≤0.1s^-1),随应变速度增大,流动软化水平减小,当应变速度为0.1s^-1时最小(DRFS<0.07),TB15钛合金在低应变速度下可能更偏差于产生陆续动态再结晶。。
。当应变速度较高时(ε·>0.1s^-1),随应变速度增大,流动软化水平显著增大,应变速度为10s^-1时DRFS增长至0.15以上。。
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2.2热变形参数对微观组织的影响

2.2.1变形温度对微观组织的影响

图4为TB15钛合金在应变速度为0.001s^-1时分歧变形温度下的金相组织。。
。当变形温度为810℃时,原始β晶粒沿垂直压缩轴方向被压扁拉长,晶界呈锯齿状,在部门锯齿状晶界及三叉晶界左近有少量藐小的DRX晶粒,尺寸约25.3μm(图4a)。。
。

变形温度升高至840和870℃时再结晶水平增大,但不充分,晶界仍呈不规定的锯齿状,这是应变诱导晶界迁徙造成的(图4b和图4c)。。
。在变形起头阶段,由于变形不均匀导致原始β晶粒天堑两侧产生位错密度差,为了协调这种不均匀变形,晶界会产生迁徙弯曲,从而产生频仍的晶界弓弯景象[10-11]。。
。当变形温度为900℃时,变形温度升高,热激活能作用加强,原子扩散、、、位错交滑移和晶界迁徙能力增长[12],从而推进了再结晶形核和晶粒长大,动态再结晶体积分数约55%,均匀晶粒尺寸约66.5μm(图4d)。。
。当变形温度升高至930℃时,再结晶晶粒显著长大,均匀晶粒尺寸增至约109.4μm,这可能是相邻DRX晶粒归并长大导致(图4e)。。
。

图5为变形温度对TB15钛合金DRX体积分数和DRX晶粒尺寸的影响曲线。。
？Ｄ芄豢闯,变形温度对DRX体积分数和DRX晶粒尺寸的影响法规与应变速度巨细有关。。
。当应变速度较大时(1和10s^-1),随变形温度升高,DRX体积分数和DRX晶粒尺寸均变动不大,DRX体积分数维持在5%~8%(图5a虚线),DRX晶粒尺寸维持在2~5μm(图5b虚线)。。
。当应变速度较小时(0.001~0.1s^-1),随变形温度升高,DRX体积分数和和DRX晶粒尺寸都增大,但增长的法规有所分歧。。
。当应变速度为0.001和0.01s^-1时,随着温度的升高,DRX体积分数增幅根基一样,且均较大;当应变速度为0.1s^-1时,随温度升高,DRX体积分数增幅较小。。
。当应变速度在0.001~0.1s^-1领域时,随着变形温度升高,DRX晶粒尺寸增长幅度随应变速度减小而显著增大。。
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2.2.2应变速度对微观组织的影响

图6为TB15钛合金在变形温度为900℃、、、分歧应变速度下的微观组织。。
。与图4分歧温度下微观组织描摹相比,分歧应变速度下的组织描摹差距较大。。
。应变速度为0.001s^-1时(图4d),DRX水平较充分,组织均匀性较好,这是由于应变速度较低时,变形功夫充分,有足够的功夫实现DRX。。
。当应变速度为0.01s^-1时,原始β晶粒沿垂直于压缩轴线方向被压扁拉长,晶界呈显著锯齿状,在晶界左近有少量藐小的DRX晶粒(图6a)。。
。当应变速度增长至0.1s^-1时,原始β晶粒沿垂直于压缩轴线方向被压扁拉长,大部门原始β晶界呈锯齿状,但锯齿的齿高和齿宽相比应变速度为0.01s^-1时显著减小,热变形过程中β相产生大量位错,位错产生攀移和交滑移使小角度晶界以及大角度晶界锯齿化,此时β相以动态回复为主。。
。同时晶界左近起头出现变形带(DeformationBands,DBs),部门DBs内散布着藐小的DRX晶粒(图6b)。。
。当应变速度达到1s^-1时,原始β晶粒沿垂直于压缩轴线方向压扁拉长的景象越发严重,β晶粒晶界有平直化趋向,在三叉晶界或带状组织内散布着极少数藐小的DRX晶粒(图6c)。。
。当应变速度增大至10s^-1时,原始β晶粒晶界平直化越发显著,被压扁拉长地越发藐小,且被压扁拉长的方向有朝着与压缩轴线呈45°方向动弹的趋向,这是典型的部门塑性流动特点[13-14](图6d)。。
。

图7为应变速度对TB15钛合金DRX体积分数和DRX晶粒尺寸的影响曲线。。
。从图中能够看出,当应变速度较大时(1和10s^-1),应变速度对DRX体积分数和DRX晶粒尺寸影响不大,较高的应变速度会导致DRX过程无法充分的进行,且DRX晶粒没有足够的功夫长大,各温度下DRX体积分数维持在3%~8%,DRX晶粒尺寸维持在2~6μm。。
。当应变速度为0.001~1s^-1时,随应变速度减小,DRX体积分数和DRX晶粒尺寸显著增大,且变形温度越高,增幅越显著,这一法规在DRX晶粒尺寸随应变速度变动关系上阐发的更为显著(图7b),当变形温度为810℃时,应变速度为1和0.001s^-1时DRX晶粒尺寸别离为2.3和25.2μm,晶粒尺寸增约莫11倍。。
。当变形温度为930℃时,应变速度为1和0.001s^-1时DRX晶粒尺寸别离为4.7和109.5μm,晶粒尺寸增大了约23倍。。
。其原由于:变形温度较低时,晶界没有充分的功夫进行迁徙,且晶界上的杂质会故障晶粒长大,因而应变速度敏感性较低。。
。随着变形温度升高,界面能升高,应变速度的变动对晶粒尺寸影响增大[15]。。
。应变速度越高,合金变形储能越高,其产活泼态再结晶的驱动力越高,再结晶晶粒数量增多,但因变形功夫较短,再结晶晶粒长大不充分,晶粒尺寸小。。
。

图8为TB15钛合金在900℃时分歧应变速度下的取向差角散布图,晶界两侧晶粒取向差小于15°的属于小角度晶界(LowAngleGrainBoundaries,LAGBs),取向差大于15°的属于大角度晶界(HighAngleGrainBoundaries,HAGBs)。。
。应变速度为0.001s^-1时,取向差角的分散水平较大,注明晶界没有显著的择优取向,趋于随机散布,再结晶水平较 充分,组织中的位错密度较小(图8a)。。
。当应变速度增长至0.1s^-1时,2°~15°的取向差角所占比例显著增大,LAGBs大幅上升至64.60%,批注应变速度增大位错增殖频仍,且晶界没有足够的功夫进行迁徙,晶界趋向于择优散布,因而LAGBs占比增长(图8b)。。
。当应变速度升高至10s^-1时,位错密度持续增大,亚晶通过吸收大量的位错而长大,转化成大角度晶界,导致LAGBs略有降低,LAGBs从64.6%降落到59.68%,但LAGBs占比依然高于HAGBs,批注动态回复依然是其重要的软化机制(图8c)。。
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结合热变形参数对TB15钛合金微观组织的影响法规,对比图3能够看出,低应变速度(0.001和0.01s^-1)变形时,流动软化水平DRFS值在0.10~0.15领域,动态再结晶体积分数在20%~70%,流动软化重要是由组织中的DRV和DRX引起的。。
。高应变速度(1和10s^-1)变形时,由于变形功夫太短,DRX难以充分进行,DRX体积分数始终维持在3%~8%,但此时的流动软化水平DRFS较大,在0.10~0.24,应变速度为10s^-1时,DRFS甚至高于应变速度0.001s^-1时。。
。这是由于钛合金导热性差,在高应变速度变形过程中产生的变形热无法实时散出,导致试样中心温度升高,造成组织变形不均匀,形成部门塑性流动[16-17],塑性流动失稳缺点的出现是造成TB15钛合金高应变速度变形时流动软化水平增大的重要原因,同时也有DRV的共同作用。。
。应变速度为0.1s^-1时流动软化水平DRFS最小,均小于0.07,此时原始β晶粒沿垂直于压缩轴线方向被压扁拉长,晶界呈锯齿状,在原始β晶粒天堑产生了少量DRX,流动软化重要是DRV和DRX共同作用的了局。。
。

2.3动态再结晶机理

图9为TB15钛合金在900℃分歧应变速度下的EBSD表征了局。。
。图9a、、、图9c和图9e为反极图(InversePoleFigure,IPF),图9b、、、图9d和图9f为晶界(Grain Boundaries,GBs)图。。
。从图9a和图9b能够看出,应变速度为0.001s^-1时,微观组织平散布着取向随机的β晶粒,均匀晶粒尺寸约为66.5μm,原始β晶粒被LAGBs分成了状态规整的多边形亚晶粒,这些亚晶粒的色彩与原始晶粒相近,批注动态再结晶晶粒的形成可能通过已有晶界的亚晶粒逐步旋转,蕴含选取陆续吸收位错和渐进晶格旋转方式实现LAGBs向HAGBs的转变,这是产生CDRX的了局[18-19]。。
。别的,图9a和图9b中原始β晶粒中部门晶界产生了显著的弓弯景象,弓弯的锯齿状晶界凹陷处由LAGBs桥接,桥接的LAGBs不休吸收位错转造成HAGBs,进而形成亚晶,弓出的晶界将成为DRX晶粒的形核地位,这是典型的晶界弓出机制导致的DDRX[20]。。
。

当应变速度为0.1s^-1时(图9c和图9d),原始β晶粒沿垂直于压缩轴线方向被压扁拉长,晶界呈锯齿状散布,拥有体心立方结构的β相层错能高,扩大位错窄,位错容易进行滑移或攀移活动,从而相互抵消,位错密度降落,畸变能不容易累计达到到动态再结晶的水平,不容易产活泼态再结晶,易产活泼态回复。。
。大量LAGBs荟萃在原始β晶粒天堑处,在三叉晶界处越发集中,这些LAGBs将原始晶粒宰割成了数个小尺寸的亚晶粒,晶界左近取向呈渐进式散布[21],批注亚晶粒的递进旋转较为活跃,晶粒中位错活性很高[19],这是典型的渐进晶格旋转式CDRX特点[22-23]。。
。从图9d还能够看出,被拉长的大的原始β晶粒内部亚结构很少,险些没有LAGBs,但在DBs内部存在部门LAGBs,DBs两侧晶界呈显著锯齿状,在DBs内狭小的界面产生了新的再结晶晶粒,这是由于DBs的产生依赖高应变速度的不均匀变形产生的强应力集中效应,因而DBs内部位错密度较高,部门高储能和高驱动力使DBs内部成为DRX的有利形核地位,产生了DDRX[24]。。
。

当应变速度升高至10s^-1时(图9e和图9f),原始β晶粒沿垂直于压缩轴线方向被压扁拉长更为严重,被由位错荟萃而成的大量亚结构宰割成分歧的区域,这些亚结构中已有一部门形成了小角度亚晶界,并正在形成近似等轴状的亚晶,这些亚结构分列形成的LAGBs会逐步转变为HAGBs,从而形成了藐小的DRX晶粒,注明产生了CDRX[22],蕴含通过陆续吸收位错和渐进晶格旋转式的LAGBs向HAGBs转变的CDRX机制。。
。别的,与原始β晶界周围区域的取向显著分歧,在锯齿状晶界的弓弯处形成数个尺寸较小的再结晶晶粒,推进DDRX的产生。。
。

3、、、结论

(1)TB15钛合金在分歧应变速度下的应力-应变曲线出现出分歧描摹特点。。
。变形温度对TB15钛合金流动软化的影响较小,应变速度对流动软化水平的影响较大,随应变速度增大,流动应力降落比出现出“V”型特点。。
。

(2)当应变速度较小时(0.001和0.01s^-1),随变形温度升高和应变速度减小,DRX体积分数和和DRX晶粒尺寸增大,且DRX晶粒尺寸的增幅较DRX体积分数更显著,流动软化重要是DRV和DRX引起的。。
。当应变速度较大时(1和10s^-1),变形温度和应变速度对DRX体积分数和DRX晶粒尺寸的影响不大,流动软化重要是DRV和部门塑性流动造成的。。
。

(3)在低应变速度下原始β晶粒被LAGBs分成了状态规整的多边形亚晶粒,通过陆续吸收位错和渐进晶格旋转方式LAGBs向HAGBs转变产生CDRX。。
。随着应变速度增大,CDRX晶粒形核地位从原始β晶粒内部逐步向晶界左近迁徙,不均匀变形加剧导致晶界两侧的应变梯度增大,更容易通过晶界弓弯产生DDRX晶粒,从而形成均匀藐小的“项链状”再结晶晶粒。。
。

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