引言

亞穩(wěn)β鈦合金具有強(qiáng)韌性高、淬透性好以及耐腐蝕性好等特點(diǎn),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(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼應(yīng)用在大型航空構(gòu)件上,實(shí)現(xiàn)飛機(jī)減重30%~40%[1-2]。熱機(jī)械加工可以實(shí)現(xiàn)鈦合金大型零部件微觀(guān)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(kuò)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(guò)程中會(huì)產(chǎn)生動(dòng)態(tài)回復(fù)(DynamicRecovery,DRV)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DynamicRecrystallization,DRX)[4-5]。OUYANGDL等[3]發(fā)現(xiàn)Ti-1023合金在低應(yīng)變速率下熱變形時(shí)連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(ContinuousDynamicRecrystallization,CDRX)產(chǎn)生于晶粒內(nèi)部,而不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DiscontinuousDynamicRe-crystallization,DDRX)在高應(yīng)變速率下主要在晶界附近形成,呈項(xiàng)鏈狀。劉少飛等[5]認(rèn)為近β鈦合金的流動(dòng)軟化從宏觀(guān)上主要受變形工藝參數(shù)和原始微觀(guān)組織的影響,微觀(guān)上主要受動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、片層組織的球化及流動(dòng)穩(wěn)定性等的影響,也可能同時(shí)存在幾種導(dǎo)致流變軟化的機(jī)制。MATSUMO-TOH等[6]在Ti-5553合金熱變形過(guò)程中觀(guān)察到CDRX,其認(rèn)為在高溫低應(yīng)變速率下DRV在變形機(jī)制中占主導(dǎo)地位。ZHAOJ等[7]認(rèn)為T(mén)i-1023合金在熱變形過(guò)程中DRV占主導(dǎo)地位,同時(shí)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(rèn)為亞穩(wěn)β鈦合金在高溫變形過(guò)程中的流動(dòng)軟化主要是DRV和DRX造成的,但鈦合金的流動(dòng)軟化不但與熱變形參數(shù)密切相關(guān),而且導(dǎo)熱性差會(huì)造成高應(yīng)變速率變形時(shí)容易出現(xiàn)局部流動(dòng)、微裂紋等塑性流動(dòng)失穩(wěn),從而導(dǎo)致流動(dòng)軟化。

因此,有必要深入研究亞穩(wěn)β鈦合金高溫變形時(shí)的宏觀(guān)流動(dòng)應(yīng)力變化和微觀(guān)組織演變過(guò)程,尤其是要建立流動(dòng)應(yīng)力與微觀(guān)變形機(jī)制之間的聯(lián)系。本文以TB15鈦合金為研究對(duì)象,采用熱模擬壓縮試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行變形溫度為810~930℃、應(yīng)變速率為0.001~10s^-1及壓下量60%的等溫?zé)釅嚎s試驗(yàn),研究了TB15鈦合金的高溫變形行為和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制,建立了高溫流動(dòng)軟化與微觀(guān)組織演變之間的聯(lián)系。

1、試驗(yàn)材料與方法

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

采用Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn),先以10℃·s^-1的速率升溫到相應(yīng)溫度,保溫3min后進(jìn)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10s^-1,壓下量為60%。將熱壓縮后試樣沿壓縮軸對(duì)半切開(kāi),取其1/2制成金相試樣,依次采用1#、3#和5#金相砂紙進(jìn)行打磨后拋光,拋光劑為粒度0.25μm的氧化鋁粉末和水的混合液,拋光至鏡面且無(wú)劃痕后沖洗吹干,用配比為HF∶HNO₃∶H₂O=5∶10∶85的腐蝕液進(jìn)行腐蝕,采用XJP-6A型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀(guān)察。熱壓縮另外1/2試樣使用由70mL甲醇、20mL乙二醇和10mL高氯酸的混合液電解拋光20s,電解拋光后快速水洗吹干,在裝有OxfordNordlysMax3EBSD探頭的ZEISSSigma500場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行電子背散射衍射(Elec-tronBackScatteringDiffraction,EBSD)表征,步長(zhǎng)0.3μm,加速電壓20kV。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)

圖2為T(mén)B15鈦合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn),可以看出,流動(dòng)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(duì)流動(dòng)應(yīng)力的影響更加顯著,不同應(yīng)變速率變形時(shí)曲線(xiàn)呈現(xiàn)出不同的形貌特征。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001s^-1時(shí),變形開(kāi)始階段流動(dòng)應(yīng)力明顯增大,增大到一定程度后,流動(dòng)應(yīng)力隨應(yīng)變的繼續(xù)增大始終保持穩(wěn)態(tài),沒(méi)有明顯的峰值應(yīng)力。通常來(lái)說(shuō),發(fā)生連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí),流動(dòng)應(yīng)力通常在較大應(yīng)變水平達(dá)到穩(wěn)態(tài),且沒(méi)有明顯峰值應(yīng)力。當(dāng)應(yīng)變速率為0.01和0.1s^-1時(shí),變形初始時(shí)曲線(xiàn)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(dòng)。一般在發(fā)生DDRX時(shí),流動(dòng)應(yīng)力會(huì)達(dá)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(dāng)應(yīng)變速率為1s^-1時(shí),變形初始曲線(xiàn)出現(xiàn)明顯的峰值,之后隨應(yīng)變?cè)龃?流動(dòng)應(yīng)力持續(xù)增加,曲線(xiàn)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(dāng)應(yīng)變速率為10s^-1時(shí),變形初始階段應(yīng)力明顯增大,后出現(xiàn)峰值,同時(shí)峰值段曲線(xiàn)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?cè)龃?流動(dòng)應(yīng)力持續(xù)下降。ZHANGHK等[8]和HANGK等[9]指出,發(fā)生幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí),流動(dòng)應(yīng)力達(dá)到峰值后不會(huì)發(fā)生明顯軟化,峰值應(yīng)力區(qū)域較寬。

圖3為T(mén)B15鈦合金熱變形參數(shù)對(duì)流動(dòng)軟化程度的影響關(guān)系曲線(xiàn),通常用流動(dòng)應(yīng)力下降比(De-clineRatioofFlowStress,DRFS)DRFS來(lái)定量表征流動(dòng)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(dòng)應(yīng)力,本文σs為圖2中應(yīng)變?yōu)?.92時(shí)對(duì)應(yīng)的流動(dòng)應(yīng)力。從圖3a可以看出,當(dāng)應(yīng)變速率不變時(shí),變形溫度對(duì)流動(dòng)軟化程度的影響保持在一定范圍內(nèi),DRFS值的波動(dòng)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(jiàn)變形溫度對(duì)TB15鈦合金流動(dòng)軟化的影響較小。與變形溫度相比,應(yīng)變速率對(duì)流動(dòng)軟化程度的影響較大(圖3b),且不同溫度下應(yīng)變速率對(duì)DRFS的影響規(guī)律基本相同,呈現(xiàn)出“V”型特征。當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)(ε·≤0.1s^-1),隨應(yīng)變速率增大,流動(dòng)軟化程度減小,當(dāng)應(yīng)變速率為0.1s^-1時(shí)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶。當(dāng)應(yīng)變速率較高時(shí)(ε·>0.1s^-1),隨應(yīng)變速率增大,流動(dòng)軟化程度明顯增大,應(yīng)變速率為10s^-1時(shí)DRFS增加至0.15以上。

2.2熱變形參數(shù)對(duì)微觀(guān)組織的影響

2.2.1變形溫度對(duì)微觀(guān)組織的影響

圖4為T(mén)B15鈦合金在應(yīng)變速率為0.001s^-1時(shí)不同變形溫度下的金相組織。當(dāng)變形溫度為810℃時(shí),原始β晶粒沿垂直壓縮軸方向被壓扁拉長(zhǎng),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(xì)小的DRX晶粒,尺寸約25.3μm(圖4a)。

變形溫度升高至840和870℃時(shí)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(kāi)始階段,由于變形不均勻?qū)е略鸡戮Я＿吔鐑蓚?cè)產(chǎn)生位錯(cuò)密度差,為了協(xié)調(diào)這種不均勻變形,晶界會(huì)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(dāng)變形溫度為900℃時(shí),變形溫度升高,熱激活能作用增強(qiáng),原子擴(kuò)散、位錯(cuò)交滑移和晶界遷移能力增加[12],從而促進(jìn)了再結(jié)晶形核和晶粒長(zhǎng)大,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)約55%,平均晶粒尺寸約66.5μm(圖4d)。當(dāng)變形溫度升高至930℃時(shí),再結(jié)晶晶粒明顯長(zhǎng)大,平均晶粒尺寸增至約109.4μm,這可能是相鄰DRX晶粒合并長(zhǎng)大導(dǎo)致(圖4e)。

圖5為變形溫度對(duì)TB15鈦合金DRX體積分?jǐn)?shù)和DRX晶粒尺寸的影響曲線(xiàn)?？梢钥闯?變形溫度對(duì)DRX體積分?jǐn)?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(dāng)應(yīng)變速率較大時(shí)(1和10s^-1),隨變形溫度升高,DRX體積分?jǐn)?shù)和DRX晶粒尺寸均變化不大,DRX體積分?jǐn)?shù)保持在5%~8%(圖5a虛線(xiàn)),DRX晶粒尺寸保持在2~5μm(圖5b虛線(xiàn))。當(dāng)應(yīng)變速率較小時(shí)(0.001~0.1s^-1),隨變形溫度升高,DRX體積分?jǐn)?shù)和和DRX晶粒尺寸都增大,但增加的規(guī)律有所不同。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001和0.01s^-1時(shí),隨著溫度的升高,DRX體積分?jǐn)?shù)增幅基本相同,且均較大;當(dāng)應(yīng)變速率為0.1s^-1時(shí),隨溫度升高,DRX體積分?jǐn)?shù)增幅較小。當(dāng)應(yīng)變速率在0.001~0.1s^-1范圍時(shí),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。

2.2.2應(yīng)變速率對(duì)微觀(guān)組織的影響

圖6為T(mén)B15鈦合金在變形溫度為900℃、不同應(yīng)變速率下的微觀(guān)組織。與圖4不同溫度下微觀(guān)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0.001s^-1時(shí)(圖4d),DRX程度較充分,組織均勻性較好,這是因?yàn)閼?yīng)變速率較低時(shí),變形時(shí)間充分,有足夠的時(shí)間完成DRX。當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s^-1時(shí),原始β晶粒沿垂直于壓縮軸線(xiàn)方向被壓扁拉長(zhǎng),晶界呈明顯鋸齒狀,在晶界附近有少量細(xì)小的DRX晶粒(圖6a)。當(dāng)應(yīng)變速率增加至0.1s^-1時(shí),原始β晶粒沿垂直于壓縮軸線(xiàn)方向被壓扁拉長(zhǎng),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0.01s^-1時(shí)明顯減小,熱變形過(guò)程中β相產(chǎn)生大量位錯(cuò),位錯(cuò)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(shí)β相以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主。同時(shí)晶界附近開(kāi)始出現(xiàn)變形帶(DeformationBands,DBs),部分DBs內(nèi)分布著細(xì)小的DRX晶粒(圖6b)。當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到1s^-1時(shí),原始β晶粒沿垂直于壓縮軸線(xiàn)方向壓扁拉長(zhǎng)的現(xiàn)象更加嚴(yán)重,β晶粒晶界有平直化趨勢(shì),在三叉晶界或帶狀組織內(nèi)分布著極少數(shù)細(xì)小的DRX晶粒(圖6c)。當(dāng)應(yīng)變速率增大至10s^-1時(shí),原始β晶粒晶界平直化更加明顯,被壓扁拉長(zhǎng)地更加細(xì)小,且被壓扁拉長(zhǎng)的方向有朝著與壓縮軸線(xiàn)呈45°方向轉(zhuǎn)動(dòng)的趨勢(shì),這是典型的局部塑性流動(dòng)特征[13-14](圖6d)。

圖7為應(yīng)變速率對(duì)TB15鈦合金DRX體積分?jǐn)?shù)和DRX晶粒尺寸的影響曲線(xiàn)。從圖中可以看出,當(dāng)應(yīng)變速率較大時(shí)(1和10s^-1),應(yīng)變速率對(duì)DRX體積分?jǐn)?shù)和DRX晶粒尺寸影響不大,較高的應(yīng)變速率會(huì)導(dǎo)致DRX過(guò)程無(wú)法充分的進(jìn)行,且DRX晶粒沒(méi)有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大,各溫度下DRX體積分?jǐn)?shù)保持在3%~8%,DRX晶粒尺寸保持在2~6μm。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001~1s^-1時(shí),隨應(yīng)變速率減小,DRX體積分?jǐn)?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(dāng)變形溫度為810℃時(shí),應(yīng)變速率為1和0.001s^-1時(shí)DRX晶粒尺寸分別為2.3和25.2μm,晶粒尺寸增大約11倍。當(dāng)變形溫度為930℃時(shí),應(yīng)變速率為1和0.001s^-1時(shí)DRX晶粒尺寸分別為4.7和109.5μm,晶粒尺寸增大了約23倍。其原因?yàn)?變形溫度較低時(shí),晶界沒(méi)有充分的時(shí)間進(jìn)行遷移,且晶界上的雜質(zhì)會(huì)阻礙晶粒長(zhǎng)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(duì)晶粒尺寸影響增大[15]。應(yīng)變速率越高,合金變形儲(chǔ)能越高,其發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力越高,再結(jié)晶晶粒數(shù)量增多,但因變形時(shí)間較短,再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大不充分,晶粒尺寸小。

圖8為T(mén)B15鈦合金在900℃時(shí)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(LowAngleGrainBoundaries,LAGBs),取向差大于15°的屬于大角度晶界(HighAngleGrainBoundaries,HAGBs)。應(yīng)變速率為0.001s^-1時(shí),取向差角的分散程度較大,說(shuō)明晶界沒(méi)有明顯的擇優(yōu)取向,趨于隨機(jī)分布,再結(jié)晶程度較 充分,組織中的位錯(cuò)密度較小(圖8a)。當(dāng)應(yīng)變速率增加至0.1s^-1時(shí),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(cuò)增殖頻繁,且晶界沒(méi)有足夠的時(shí)間進(jìn)行遷移,晶界趨向于擇優(yōu)分布,因此LAGBs占比增加(圖8b)。當(dāng)應(yīng)變速率升高至10s^-1時(shí),位錯(cuò)密度繼續(xù)增大,亞晶通過(guò)吸收大量的位錯(cuò)而長(zhǎng)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(dòng)態(tài)回復(fù)仍然是其主要的軟化機(jī)制(圖8c)。

結(jié)合熱變形參數(shù)對(duì)TB15鈦合金微觀(guān)組織的影響規(guī)律,對(duì)比圖3可以看出,低應(yīng)變速率(0.001和0.01s^-1)變形時(shí),流動(dòng)軟化程度DRFS值在0.10~0.15范圍,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)在20%~70%,流動(dòng)軟化主要是由組織中的DRV和DRX引起的。高應(yīng)變速率(1和10s^-1)變形時(shí),由于變形時(shí)間太短,DRX難以充分進(jìn)行,DRX體積分?jǐn)?shù)始終保持在3%~8%,但此時(shí)的流動(dòng)軟化程度DRFS較大,在0.10~0.24,應(yīng)變速率為10s^-1時(shí),DRFS甚至高于應(yīng)變速率0.001s^-1時(shí)。這是由于鈦合金導(dǎo)熱性差,在高應(yīng)變速率變形過(guò)程中產(chǎn)生的變形熱無(wú)法及時(shí)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(dòng)[16-17],塑性流動(dòng)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(shí)流動(dòng)軟化程度增大的主要原因,同時(shí)也有DRV的共同作用。應(yīng)變速率為0.1s^-1時(shí)流動(dòng)軟化程度DRFS最小,均小于0.07,此時(shí)原始β晶粒沿垂直于壓縮軸線(xiàn)方向被壓扁拉長(zhǎng),晶界呈鋸齒狀,在原始β晶粒邊界發(fā)生了少量DRX,流動(dòng)軟化主要是DRV和DRX共同作用的結(jié)果。

2.3動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)理

圖9為T(mén)B15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(InversePoleFigure,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0.001s^-1時(shí),微觀(guān)組織中分布著取向隨機(jī)的β晶粒,平均晶粒尺寸約為66.5μm,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(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的形成可能通過(guò)已有晶界的亞晶粒逐漸旋轉(zhuǎn),包括采用連續(xù)吸收位錯(cuò)和漸進(jìn)晶格旋轉(zhuǎn)方式實(shí)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(cuò)轉(zhuǎn)變成HAGBs,進(jìn)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(jī)制導(dǎo)致的DDRX[20]。

當(dāng)應(yīng)變速率為0.1s^-1時(shí)(圖9c和圖9d),原始β晶粒沿垂直于壓縮軸線(xiàn)方向被壓扁拉長(zhǎng),晶界呈鋸齒狀分布,具有體心立方結(jié)構(gòu)的β相層錯(cuò)能高,擴(kuò)展位錯(cuò)窄,位錯(cuò)容易進(jìn)行滑移或攀移運(yùn)動(dòng),從而相互抵消,位錯(cuò)密度下降,畸變能不容易累計(jì)到達(dá)到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的程度,不容易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,易發(fā)生動(dòng)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(gè)小尺寸的亞晶粒,晶界附近取向呈漸進(jìn)式分布[21],表明亞晶粒的遞進(jìn)旋轉(zhuǎn)較為活躍,晶粒中位錯(cuò)活性很高[19],這是典型的漸進(jìn)晶格旋轉(zhuǎn)式CDRX特征[22-23]。從圖9d還可以看出,被拉長(zhǎng)的大的原始β晶粒內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)很少,幾乎沒(méi)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(lài)高應(yīng)變速率的不均勻變形產(chǎn)生的強(qiáng)應(yīng)力集中效應(yīng),因此DBs內(nèi)部位錯(cuò)密度較高,局部高儲(chǔ)能和高驅(qū)動(dòng)力使DBs內(nèi)部成為DRX的有利形核位置,發(fā)生了DDRX[24]。

當(dāng)應(yīng)變速率升高至10s^-1時(shí)(圖9e和圖9f),原始β晶粒沿垂直于壓縮軸線(xiàn)方向被壓扁拉長(zhǎng)更為嚴(yán)重,被由位錯(cuò)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(huì)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)镠AGBs,從而形成了細(xì)小的DRX晶粒,說(shuō)明發(fā)生了CDRX[22],包括通過(guò)連續(xù)吸收位錯(cuò)和漸進(jìn)晶格旋轉(zhuǎn)式的LAGBs向HAGBs轉(zhuǎn)變的CDRX機(jī)制。另外,與原始β晶界周?chē)鷧^(qū)域的取向明顯不同,在鋸齒狀晶界的弓彎處形成數(shù)個(gè)尺寸較小的再結(jié)晶晶粒,促進(jìn)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(xiàn)呈現(xiàn)出不同形貌特征。變形溫度對(duì)TB15鈦合金流動(dòng)軟化的影響較小,應(yīng)變速率對(duì)流動(dòng)軟化程度的影響較大,隨應(yīng)變速率增大,流動(dòng)應(yīng)力下降比呈現(xiàn)出“V”型特征。

(2)當(dāng)應(yīng)變速率較小時(shí)(0.001和0.01s^-1),隨變形溫度升高和應(yīng)變速率減小,DRX體積分?jǐn)?shù)和和DRX晶粒尺寸增大,且DRX晶粒尺寸的增幅較DRX體積分?jǐn)?shù)更明顯,流動(dòng)軟化主要是DRV和DRX引起的。當(dāng)應(yīng)變速率較大時(shí)(1和10s^-1),變形溫度和應(yīng)變速率對(duì)DRX體積分?jǐn)?shù)和DRX晶粒尺寸的影響不大,流動(dòng)軟化主要是DRV和局部塑性流動(dòng)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(guò)連續(xù)吸收位錯(cuò)和漸進(jìn)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(guò)晶界弓彎產(chǎn)生DDRX晶粒,從而形成均勻細(xì)小的“項(xiàng)鏈狀”再結(jié)晶晶粒。

參考文獻(xiàn):

[1]CHEN Z Q, XU L J, CAO S Z, et al. Characterization of hot de- formation and microstructure evolution of a new metastable β titani- um alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2022, 32(5): 1513-1529.

[2]GUAN X R, CHEN Q, QU S J, et al. High-strain-rate deforma- tion: Stress-induced phase transformation and nanostructures in a titanium alloy [J]. International Journal of Plasticity,2023, 169:103707.

[3]OUYANG D L, FU M W, LU S Q. Study on the dynamic recrys- tallization behavior of Ti-alloy Ti-10V-2Fe-3V in β processing via experiment and simulation[J]. Materials Science and Engineer- ing: A, 2014, 619: 26-34.

[4]李金山, 唐斌, 樊江昆, 等. 高強(qiáng)亞穩(wěn)β鈦合金變形機(jī)制及其 組織調(diào)控方法[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2021, 57(11): 1438-1454.

LI Jinshan, TANG Bin, FAN Jiangkun, et al. Deformation mecha- nism of high-strength substable β-titanium alloy and its organisation regulation method[J]. Journal of Metallurgy, 2021, 57(11): 1438-1454.

[5]劉少飛, 王柯. 近β鈦合金高溫壓縮變形過(guò)程中流變軟化行 為研究進(jìn)展[J]. 材料工程, 2017, 45(2): 119-128.

LIU Shaofei, WANG Ke. Progress in research on flow softening behavior of near β titanium alloys during hot compression deforma- tion process[J]. Journal of Materials Engineering, 2017, 45 (2): 119-128.

[6]MATSUMOTO H, KITAMURA M, LI Y, et al. Hot forging char- acteristic of Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr alloy with single metastable β mi- crostructure[J]. Materials Science and Engineering: A, 2014, 611: 337-344.

[7]ZHAO J, ZHONG J, YAN F, et al. Deformation behaviour and mechanisms during hot compression at supertransus temperatures in Ti-10V-2Fe-3Al[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 710: 616-627.

[8]ZHANG H K, XIAO H, FANG X W, et al. A critical assessment of experimental investigation of dynamic recrystallization of metallic materials[J]. Materials & Design, 2020, 193: 108873.

[9]HUANG K, LOGé R E. A review of dynamic recrystallization phe- nomena in metallic materials[J]. Materials & Design, 2016, 111: 548-574.

[10] SAKAI T, BELYAKOV A, KAIBYSHEV R, et al. Dynamic and post-dynamic recrystallization under hot, cold and severe plastic deformation conditions[J]. Progress in Materials Science, 2014, 60: 130-207.

[11] DOHERTY R D, HUGHES D A, HUMPHREYS F J, et al. Cur- rent issues in recrystallization: A review[J]. Materials Science and Engineering: A, 1997, 238: 219-274.

[12] 王洪濤. TB5鈦合金高溫變形行為與微觀(guān)組織演變研究 [D]. 沈陽(yáng):東北大學(xué), 2011.

WANG Hongtao. Study on high temperature deformation behaviour and microstructure evolution of TB5 titanium alloy[D]. Sheny- ang:Northeastern University, 2011.

[13] 姜雪琦, 樊曉光, 詹梅, 等. 金屬材料熱變形中的塑性流動(dòng)失 穩(wěn)研究進(jìn)展[J]. 塑性工程學(xué)報(bào), 2020, 27(7): 33-51.

JIANG Xueqi, FAN Xiaoguang, ZHAN Mei, et al. Progress in the study of plastic flow instability in thermal deformation of metallic materials[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2020, 27(7): 33-51.

[14] YAN N, LI Z, XU Y, et al. Shear localization in metallic materi- als at high strain rates[J]. Progress in Materials Science, 2021, 119: 100755.

[15] 高貝特. 寬溫域Ti-10Mo-1Fe合金塑性變形機(jī)制研究[D]. 西安:西安建筑科技大學(xué), 2022.

GAO Beite. Study on the plastic deformation mechanism of Ti- 10Mo-1Fe alloy in wide temperature range[D]. Xi′an:Xi′an U- niversity of Architecture and Technology, 2022.

[16] HUANG B, MIAO X, LUO X, et al. Microstructure and texture e- volution near the adiabatic shear band (ASB) in TC17 Titanium alloy with starting equiaxed microstructure studied by EBSD[J]. Materials Characterization, 2019, 151: 151-165.

[17] HUANG L, LI C M, LI C L, et al. Research progress on micro- structure evolution and hot processing maps of highstrength β titani- um alloys during hot deformation[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2022, 32(12): 3835-3859.

[18] LI J, WU X, CAO L, et al. Hot deformation and dynamic recrys- tallization in Al-Mg-Si alloy[J]. Materials Characterization, 2021, 173: 110976.

[19] SUN Y, ZHANG C, FENG H, et al. Dynamic recrystallization mechanism and improved mechanical properties of a near α high temperature titanium alloy processed by severe plastic deformation [J]. Materials Characterization, 2020, 163: 110281.

[20] LI C, HUANG L, ZHAO M, et al. Hot deformation behavior and mechanism of a new metastable β titanium alloy Ti-6Cr-5Mo-5V- 4Al in single phase region[J]. Materials Science and Engineer- ing: A, 2021, 814: 141231.

[21] PAN X, WANG L, LI Y, et al. Twinning and dynamic recrystalli- zation behaviors during inchoate deformation of pre-twinnedAZ31 Mg alloy sheet at elevated temperatures[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2022, 917: 165495.

[22] FAN X G, ZHANG Y, GAO P F, et al. Deformation behavior and microstructure evolution during hot working of a coarse-grained Ti- 5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr titanium alloy in beta phase field[J]. Ma- terials Science and Engineering: A, 2017, 694: 24-32.

[23] ZHAO J, ZHONG J, YAN F, et al. Deformation behaviour and mechanisms during hot compression at supertransus temperatures in Ti-10V-2Fe-3Al[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 710: 616-627.

[24] GUPTA A, KHATIRKAR R, SINGH J. A review of microstructure and texture evolution during plastic deformation and heat treatment of β-Ti alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2022, 899: 163242.