钛合金在高温变形过程中展示出蕴含动态回复、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机能产生沉要影响[2-3]
。针对钛合金在高温变形过程中的组织演变行为进行钻研
，进而优化和美满晶体塑性理论
，可为资料的高温变形行为提供科学凭据
，并且在工程实际中有助于优化钛合金热加工工艺参数
，提升成形质量
，改善力学机能和服役靠得住性
，同时为新型钛合金的开发和关键部件的机能提升提供领导
，为高机能钛合金的宽泛利用和高端造作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显著[4-6]
。目前被宽泛接受迪胙合金球化机理重要有晶界分离和结尾迁徙两种机理
。1987年
，Harold等[7]在钻研Ti-6Al-4V钛合金魏氏组织热变形及其热处置过程中初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肇始点
，由于受表力剪切变形α/α界面极其不不变
，在表表张力的作用下二面角减幼
，形成凹槽
，之后β相从凹槽楔入α/α界面
，α片层会产生断裂
，转化为球状组织
。结尾迁徙机理则是由Gennady等[8]在钻研热变形过程中Ti-6Al-4V合金微观结构演变的机造时提出来的
。结尾迁徙是受扩散影响的过程
，溶质原子从片层尖端部门向平展部门移动[9]
。受片层尖端和平面界面之间曲率差的影响
，在曲率较大的地位
，势能较高
，α不变元素的扩散变得越发强烈
，这将导致在尖端和平展地位之间形成化学势曲率
。α不变元素从尖端迁徙到平展界面
，并导致尖端的溶化和片层的粗化[10]
。Thomas等[11]钻研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]在钻研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降落
，造成β晶粒内位错塞积
，进而推进晶粒内部幼角度晶界的形成
。

本文拔取拥有初始片状α相组织的Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr近β相钛合金为钻研对象
，对其进行热仿照压缩试验
，分析分歧应变量下片状α相的球化行为
，诠释其在球化过程中的取向变动特点
，并选取电子背散射衍射(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取向关系变动特点
，揭示热变形过程中α/β相的协调演变法规
。

1、尝试步骤及步骤

本文所使用的资料是一种近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锻后水冷的资料
，锻后原始组织为交错散布的片层组织
，如图1(a)所示
，片层宽度约为0.36μm
，晶界清澈
，但有略微崎岖
。此表
，通过图1(b)的反极图(IPF)能够显著地看出
，原始组织中统一片层相的色彩根基维持不变
，这就注明片层相内部的晶体取向是一致的
，并且通过极图的对比
，能够发现原始组织中
，α相与β相之间严格维持着(0001)α//(110)β和<11-20>α//<111>β的Burgers取向关系
。

本文选取Gleeble-3500热仿照压缩试验机进行热仿照压缩尝试
。首先选取线切割的方式从原始锻件上切割出尺寸为Φ8mm×12mm的热仿照压缩试样
，随后在820℃的保温温度下
，以0.01s??的应变速度
，别离依照50%和70%的变形量进行热压缩变形
，其间保温功夫为5min
，变形实现后立即水冷
。热压缩尝试实现后
，必要对热压缩试样顺次进行扫描电子显微镜(SEM)拍摄以及EBSD表征
。

2、了局与会商

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能够发现
，两种变形水平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幼
，不变阶段也均在60MPa左右达到
。加工硬化过程反映了试样在热加工前期堆集畸变能的过程
，这个过程重要阐发为：晶内位错密度增长、位错塞积
，片层相产生肯定水平的形变但未产生显著断裂
。这一景象在钛合金中较为常见
，Xu Jianwei等[13]已经进行了有关钻研
。达到峰值后的流动应力软化则是产生了回复、再结晶、球化以及组织旋转等
，导致畸变能开释
，片层断裂后畸变能开释推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重要是由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界说为球化组织
。图3为分歧变形量前提下的显微组织
。从图3能够发现
，在变形量为50%时
，整体片层的齐全性被粉碎
，部吩飕层产生断裂球化
，在组织中形成了少量短幼的等轴α相
。使用图像处置软件对等轴α相以及β相进行色差分离
，并对等轴α相的体积分数进行丈量
，测得在50%变形量劣等轴α相的体积分数约为5%
，这起到了分散应力集中的作用
，而未产生断裂的片层会出现逐步旋转到统一个方向的趋向
，晶界也产生了显著的偏折断裂
，部门地位晶界隐没
，如图3(a)所示
。随着变形量的增长
，组织中大量片层产生断裂
，球化景象越发显著
，等轴α相的含量显著增多
。使用图像处置软件对其体积分数进行丈量后
，发此刻70%变形量下
，等轴α相的体积分数增长至40%
，并且晶界险些隐没
，如图3(b)所示
。

在变形过程中重要以动态球化为主
，随着变形的进行
，正本细长的片层α相内部能量和位错逐步堆集
，片层产生变形
，堆集畸变能
，部门地位产生凹陷
，最后由β相嵌入凹陷地位使片层产生断裂球化
，转换为藐幼的等轴α相
，并且当变形量持续增大
，大量片层城市产生断裂球化
，等轴α相的含量增多
。

2.3　热变形过程中的晶体取向特点

图4为50%变形前提下的取向特点
，从图4能够发现
，在50%变形前提下
，β晶粒整体变形不显著
，晶粒内部色彩差距较幼
，注明在该变形量前提下
，β晶粒的晶体取向差距幼
。部吩飕层相产生了显著的断裂
，并且晶体取向产生了显著的扭转
，在部吩飕层相的内部也出现了较为显著的晶体取向差距
，如图4(b)所示
，这注明在变形过程中
，片层相接受了更大的变形
，导致其产生断裂
，进而产活泼态球化
，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
，发此刻50%变形前提下
，片层相与β相之间依然可能维持近Burgers取向关系
。在70%变形量的前提下
，晶体取向特点产生显著的变动
，如图5所示
。β晶粒被显著压扁
，部门晶粒产生了再结晶
，但晶粒内部整体取向差距依然较幼
，如图5(a)所示
。大量片层相显著断裂并且产活泼态球化
，形成了藐幼的等轴α相
，并且统一个片层断裂球化形成的等轴α相会出现分歧的晶体取向
，如图5(b)所示
。通过极图的对比能够发现
，固然在该前提下
，片层相与β相都产生了显著的变形
，但依然维持着近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
，通过钻研α相和周围β相的取向变动关系
，能够更详细地分析球化过程中α相和β相的协调演变行为
。本文选择分歧变形量前提下的片层相及其周围β相进行分析
，了局如图6所示
。在50%的变形量时
，部吩飕层接受较大变形
，导致片层内部的晶粒产生旋转
，但从图6(a)却不难发现
，只管片层内的晶粒产生旋转
，但旋转的角度较幼
，因而片层相整体上与其周围的β相之间依然维持着近Burgers取向关系
，并且在片层相的晶粒产生旋转时
，会受到周围β相的影响
。当变形量增长至70%时
，大量片层破碎产生球化的同时
，破碎后的片层晶粒也产生了分歧水平的旋转
，如图6(b)所示
。此时
，破碎后的片层相与周围的β相之间维持着近Burgers取向关系
，这是由于片层相晶粒的旋转角度分歧
，部门晶粒的位向产生了偏移
，但大部吩炱碎的片层相依然与一侧的β相维持着近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点进行了钻研
。通过钻研
，得出以下结论：

(1) 热压缩过程中
，分歧变形量的应力-应变变动趋向类似
，均可分为加工硬化阶段和应力软化阶段
，并且硬化峰值靠近
。

(2) 50%的变形量会使部吩飕层断裂并且球化
，而当变形量达到70%时
，大量片层会被破碎球化
。在变形过程中重要以动态球化为主
，随着变形的进行
，正本细长的片层α相内部能量和位错逐步堆集
，部门地位产生凹陷
，最后由β相嵌入凹陷地位使片层产生断裂球化
。

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

参考文件

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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点钻研_纪晓宇）