熱軋TC21板材中α相形貌的演變

王臨茹，趙永慶，周 廉

(1. 西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710049；2. 西北有色金屬研究院，西安 710016)

熱軋TC21板材中α相形貌的演變

王臨茹1,2，趙永慶2，周 廉2

(1. 西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710049；2. 西北有色金屬研究院，西安 710016)

研究了具有片層α組織TC21鈦合金在β和α+β相區(qū)熱軋制后的組織演變規(guī)律及其片層組織的球化機(jī)制。結(jié)果表明：變形溫度及應(yīng)變對具有片層α組織的TC21鈦合金斷裂及球化具有顯著影響。當(dāng)變形溫度為990℃時，在β相區(qū)發(fā)生變形；當(dāng)應(yīng)變不小于0.51時，平行軋向和晶界附近的片層α組織首先發(fā)生斷裂、球化，晶內(nèi)片層α組織被壓彎變形；當(dāng)在接近相變點(diǎn)(即950 ℃)變形，應(yīng)變達(dá)到0.92時，片層α組織發(fā)生球化；當(dāng)在兩相區(qū)較低溫度，即910 ℃和870 ℃變形時，片層α取向雜亂，且被壓彎成“手風(fēng)琴”狀，未發(fā)現(xiàn)球化。TEM觀察分析發(fā)現(xiàn)，具有α片層組織的TC21鈦合金球化過程是一個復(fù)雜過程，首先，通過動態(tài)回復(fù)或是晶界滑移使得α片層中形成α/α界面；然后，β相通過亞晶界楔入α片層，α片層解體；最后，通過物質(zhì)末端遷移，發(fā)生球化。

TC21鈦合金；板材；熱軋；組織演變；球化機(jī)制

航空器結(jié)構(gòu)設(shè)計準(zhǔn)則由過去的靜強(qiáng)度設(shè)計準(zhǔn)則，轉(zhuǎn)變?yōu)閾p傷容限設(shè)計準(zhǔn)則，對鈦合金的性能要求也發(fā)生了改變，不但要考慮未損傷材料的靜強(qiáng)度、剛度及疲勞等性能，而且還要考慮已損傷材料的靜強(qiáng)度和疲勞性能。為滿足航空、航天工業(yè)對鈦合金的需求，2001年西北有色金屬研究院研制了一種新型兩相鈦合金——TC21鈦合金[1]。該合金不但具有較高的強(qiáng)度和韌性，而且具有較低的裂紋擴(kuò)展速率，屬于第三等級損傷容限型合金[2]。

TC21鈦合金目前主要集中于對棒材、鍛件的熱加工工藝和熱處理后的組織與性能匹配關(guān)系研究，結(jié)果表明：近β鍛造相比β鍛造可以得到較高的抗拉強(qiáng)度(≥1 100 MPa)、較高的伸長率(≥9%)和較高的斷裂韌性(≥76 MPa·m1/2)[3]；而準(zhǔn)β鍛造相比近β鍛造疲勞裂紋擴(kuò)展路徑曲折，具有較慢的疲勞裂紋擴(kuò)展速率[4]；棒或鍛件經(jīng)熱處理后獲得等軸α相(含量為10%~15%)轉(zhuǎn)變β相的微觀組織，不但具有較高的室溫力學(xué)性能，而且也有較高的高溫力學(xué)性能[5?6]。目前，該合金已經(jīng)成功地用于生產(chǎn)某飛機(jī)70A模鍛件。然而，對于該合金的板材研究，未見相關(guān)報道。為了進(jìn)一步擴(kuò)大該合金的應(yīng)用范圍，發(fā)揮該合金的潛能，本文作者對TC21鈦合金板材熱加工工藝和變形后的組織及組織演變規(guī)律進(jìn)行研究，并探討TC21片層組織球化過程及其球化機(jī)制。該研究對于揭示TC21鈦合金變形機(jī)理、合理選擇熱變形工藝參數(shù)和優(yōu)化工藝具有重要的意義。

圖1 TC21鈦合金原始板坯的顯微組織Fig.1 Microstructure of as-received TC21 titanium alloy plate

表1 TC21鈦合金化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of TC21 titanium alloy (mass fraction, %)

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所使用的TC21鈦合金板坯是由西北有色金屬研究院提供的棒材經(jīng)β區(qū)改鍛而成，其組織由片層α組成，如圖1所示。經(jīng)差熱分析測得相變點(diǎn)為966 ℃，其名義化學(xué)成分見表 1。本實(shí)驗(yàn)采用 650熱軋機(jī)對TC21鈦合金板坯在恒定應(yīng)變速率下進(jìn)行軋制。其板坯試樣規(guī)格為：長200 mm，寬110 mm，厚30 mm，為消除鍛造缺陷，對其表面進(jìn)行打磨。實(shí)驗(yàn)溫度選取990、950、910及870 ℃，選取0.22、0.51及0.92為應(yīng)變，共計12組實(shí)驗(yàn)。采用箱式電阻爐對TC21鈦合金試樣進(jìn)行加熱保溫20 min。為模擬實(shí)際的熱加工，冷卻方式采用空冷。取典型試樣，分別利用金相顯微鏡(OM)和透射電鏡(TEM)進(jìn)行組織結(jié)構(gòu)分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 TC21鈦合金組織演變

為了研究熱變形對TC21鈦合金微觀組織的影響，分別對未變形試樣加熱保溫水淬，保留高溫變形時的形貌，其組織結(jié)構(gòu)如圖2所示。由圖2可看出，溫度870 ℃的微觀組織，片層α細(xì)長，其厚度約為0.6 μm，片層α相體積分?jǐn)?shù)約50%，且片層α取向雜亂(見圖2(a))；當(dāng)溫度為910 ℃時，片層α相形貌、取向相對870 ℃時的變化不大，但是其厚度增加，由0.6 μm增至約1 μm，體積分?jǐn)?shù)減小到40%左右(見圖2(b))；當(dāng)溫度為950 ℃時，片層α相變短呈短棒狀，且取向變化少，晶界不完整，其厚度減小到0.6 μm左右，其體積分?jǐn)?shù)繼續(xù)降低至 30%左右(見圖 2(c))；當(dāng)變形溫度繼續(xù)升高至超過相變點(diǎn)時，組織結(jié)構(gòu)基本上由β相組成(見圖2(d))。隨著變形溫度的提高，片層α、β相不但體積分?jǐn)?shù)發(fā)生變化，而且其形態(tài)和尺寸也發(fā)生了變化。這主要是由于隨著變形溫度的升高，更多的能量被儲存用于相變[7]，加快了α相的擴(kuò)散、溶解和合并。

當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.22時，TC21鈦合金組織形貌變化不明顯，僅β晶粒的尺寸和形狀發(fā)生變化，而片層α基本與圖1類似，沒有變形。隨著應(yīng)變的增大，組織形貌發(fā)生較大變化，圖3所示為應(yīng)變?yōu)?.51、不同變形溫度下的變形組織形貌。由圖3可看出，隨著變形溫度的升高，片層α含量減少，片層α變形程度降低，且取向逐漸趨向于軋制方向。當(dāng)在兩相區(qū)變形時(見圖3(a)~(c))，片層 α尺寸隨著變形溫度的不同也發(fā)生變化——隨著溫度的增加，呈現(xiàn)先降低后增加趨勢，與在該變形溫度下片層α尺寸變化趨勢一致；在β區(qū)、990 ℃變形時(見圖3(d))，晶界α部分破碎，靠近晶界的片層α斷裂、球化。

圖2 未變形TC21鈦合金在不同加工溫度時的顯微組織Fig.2 Microstructures of undeformed TC21 titanium alloy at different processing temperatures: (a) 870 ℃; (b) 910 ℃; (c) 950 ℃;(d) 990 ℃

圖3 應(yīng)變?yōu)?.51、不同變形溫度下TC21鈦合金的顯微組織Fig.3 Microstructures of TC21 titanium alloys at strain of 0.51 and different deformation temperatures: (a) 870 ℃; (b) 910 ℃;(c) 950 ℃; (d) 990 ℃

圖4所示為應(yīng)變?yōu)?.92、不同變形溫度時變形組織形貌。由圖4可看出，相對于相同溫度、應(yīng)變0.51時的組織形貌變形更加劇烈，片層α被壓成“手風(fēng)琴”狀，平行于金屬流動方向的晶界α與晶內(nèi)α之間的差異逐漸消失，垂直金屬流動方向晶界α被壓彎，發(fā)生斷裂(見圖 4(a)和(b))；晶界α破碎靠近晶界且平行于軋向的片層α發(fā)生斷裂、球化，類似于SEETHARMAN和SEMIATIN[8]的研究結(jié)果。但變形溫度990 ℃相對于950 ℃，片層α含量降低，片層α厚度增加(見圖4(c)和(d))。

由圖3和4可知，隨著應(yīng)變的增加，片層α取向由雜亂逐漸向金屬流動方向轉(zhuǎn)動，有利于片層α斷裂、球化，即平行于金屬流動方向的片層 α較易發(fā)生斷裂，這可能是由于平行于金屬流動方向的片層α有利于降低分解切應(yīng)力，進(jìn)而使得激活滑移系統(tǒng)能量降低[9]，促進(jìn)片層α相斷裂、球化。

圖4 應(yīng)變?yōu)?.92、不同變形溫度下TC21鈦合金的顯微組織Fig.4 Microstructures of TC21 titanium alloy at strain of 0.92 and different deformation temperatures: (a) 870 ℃; (b) 910 ℃;(c) 950 ℃; (d) 990 ℃

2.2 片層α相球化機(jī)制

從圖3和4可知，熱軋參數(shù)對微觀組織演變具有較大影響，特別是對于片層α相的球化，低溫、小變形量都不利于 TC21片層 α相斷裂。為深入地研究TC21鈦合金片層 α相的球化機(jī)制，對熱軋后的試樣進(jìn)行了TEM觀察和分析。

2.2.1 片層α相中α/α的亞晶界面形成

圖5所示為具有片層 α TC21鈦合金經(jīng)溫度為990 ℃、應(yīng)變?yōu)?.92熱變形后的TEM像。TEM觀察表明：變形片層α內(nèi)出現(xiàn)等軸或近等軸位錯胞狀結(jié)構(gòu)。由圖5可看出，TC21鈦合金屬于高層錯能合金，形變的主要機(jī)制是滑移，在形變時位錯因交互作用而群集成高密度的組態(tài)—— 三維形態(tài)近似等軸的位錯胞狀結(jié)構(gòu)(見圖5(a))，胞內(nèi)位錯稀疏，而胞與胞之間則是由位錯纏結(jié)構(gòu)成漫散胞壁(如圖5(a)中箭頭所示)，這種組織結(jié)構(gòu)是由于高溫時未及時發(fā)生充分回復(fù)，快速冷卻而保留下的，屬于亞晶形成的前期孕育階段。圖5(b)和(c)則是典型的動態(tài)回復(fù)的結(jié)果，在回復(fù)過程中，胞內(nèi)位錯逐漸減少，胞壁的位錯重新排列和抵消，使胞壁減薄而逐漸變鋒銳，最終轉(zhuǎn)化為亞晶。當(dāng)片層α厚度為 500 nm左右，即與位錯胞尺寸相當(dāng)時，在片層 α厚度方向由1個位錯胞組成，又由于高溫回復(fù)多邊化過程，散漫的胞壁逐漸平直形成亞晶界，將片層α分割成“竹節(jié)狀”，如圖 5(b)所示。從圖 5(c)中可以看出，當(dāng)片層α厚度增至1 100 nm左右時，片層α厚度方向由幾個亞晶粒組成。鈦合金屬于高層錯合金，在高溫變形過程中動態(tài)回復(fù)過程往往比動態(tài)再結(jié)晶過程快[6]，因而TC21鈦合金片層α中α/α亞晶界主要以動態(tài)回復(fù)形式形成。SESHACHARYULU 等[10?12]在對超低間隙Ti-6Al-4V合金的熱變形研究后，認(rèn)為Ti-6Al-4V合金α片層的球化過程是一種動態(tài)再結(jié)晶，片層α經(jīng)較大變形后，其內(nèi)部再發(fā)生剪切變形，沿著剪切線形成位錯，隨后由于動態(tài)回復(fù)形成亞晶界。在本次實(shí)驗(yàn)中，具有片層 α的 TC21合金熱軋變形中沒有發(fā)現(xiàn)SESHACHARYULU等[10?12]所描述的動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。

TC21鈦合金片層α相中α/α亞晶界面形成的另一種形式是通過晶界滑移形成，如圖5(d)所示，當(dāng)α片層內(nèi)的位錯不均勻分布時，該片層發(fā)生剪切[6]，部分晶界發(fā)生滑移和錯移，形成亞晶界；從圖5可以看出，片層α在較大變形條件下發(fā)生剪切和錯移。

2.2.2 片層α相解體及球化過程

α片層斷裂及球化是一個復(fù)雜的過程，目前，對于球化機(jī)制并沒有統(tǒng)一的模型。WESS等[13]和STEFANSSON 等[14]提出了晶界分離模型，SESHACHARYULU等[10?12]提出了動態(tài)再結(jié)晶模型，POTHS等[15]認(rèn)為該過程類似于幾何動態(tài)再結(jié)晶[16?17]模型。本文作者觀察到片層 α相解體及球化過程與WESS等[13]提出的晶界分離模型類似。首先，由于剪切力或動態(tài)回復(fù)，形成亞晶界；然后，在亞晶界(α/α)和相界(α/β)張力的共同作用下，在 α/α 和 α/β 交匯處形成熱凹槽(如圖5(b)箭頭所示)，由于熱凹槽的存在，使得三叉點(diǎn)的二面角 2θ小于 180°，使平直的晶界變?yōu)殇忼X狀(見圖5(b)和(c))。熱凹槽(鋸齒)的形成過程可用示意圖6表示，其形成原因可以用式(1)表示：

圖5 TC21鈦合金經(jīng)溫度為990 ℃、應(yīng)變?yōu)?.92變形后的TEM像Fig.5 TEM images of deformed TC21 titanium alloy at temperature of 990 ℃ and strain of 0.92: (a) Dislocation cell; (b), (c)Sub-structure in α lamellae; (d) Shearing along sub-structure

圖6 三叉點(diǎn)處界面和亞晶面張力平衡圖Fig.6 Surface tension balance of interphase interface and sub-boundary

式中：αα/和βα/分別表示α/α界面能和α/β界面能；2θ是二面角。一般地，βαγ/為恒定值，αα/越大則二面角越小，形成的鋸齒越深(熱凹槽越深)；當(dāng)亞晶界大于15°后，αα/值與晶界角大小無關(guān)，即靠增大晶界角促使α/α界面分離作用是很有限的。但是，由于鋸齒的存在，使得三叉點(diǎn)處的二面角2θ小于π，然后晶界滑移產(chǎn)生。當(dāng)界面能較高時，晶界滑移產(chǎn)生；反之，當(dāng)界面能較低時，晶界滑移驅(qū)動力小，故物質(zhì)遷移起主導(dǎo)作用。

在 TEM 觀察中，并未發(fā)現(xiàn)晶界滑移，因而在該實(shí)驗(yàn)條件下，α/α界面分離以物質(zhì)遷移為主。由于熱凹槽的存在，在近鄰或遠(yuǎn)離熱凹槽處形成化學(xué)勢梯度，該梯度的存在驅(qū)使物質(zhì)發(fā)生遷移，進(jìn)而遠(yuǎn)離熱凹槽，故二面角進(jìn)一步減小，β相楔入加深，最終穿過α片層。當(dāng)變形溫度較高時，元素擴(kuò)散速率大，故在較高溫度，更易發(fā)現(xiàn)α片層發(fā)生斷裂、球化。

3 結(jié)論

1) 加工溫度、變形量對具有片層α的TC21鈦合金組織有顯著影響：當(dāng)加工溫度為990 ℃、應(yīng)變不小于0.51時，片層α相發(fā)生斷裂、球化；當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.92，加工溫度不小于950 ℃時，片層α相發(fā)生斷裂、球化；當(dāng)變形溫度低于910 ℃時，片層α相發(fā)生彎曲、扭折。

2) 片層α TC21鈦合金球化過程通過動態(tài)回復(fù)或是晶界滑移使得片層α中形成α/α界面；在高溫時，由于相界面表面張力與亞晶界表面張力作用，在 α/α界面和 α/β界面交匯處形成熱凹槽，β相沿?zé)岚疾坌ㄈ肫瑢应?，片層α解體；通過物質(zhì)末端遷移，發(fā)生球化。

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Evolution of α phase morphology in hot-rolling TC21 titanium alloy plate

WANG Lin-ru1,2, ZHAO Yong-qing2, ZHOU Lian2
(1. State Key Laboratory for Mechanical Behavior of Material, Xi’an Jiaotong University，Xi’an 710049, China;2. Northwest Institute for Nonferrous Metal Research, Xi’an 710016, China)

The microstructure evolution and mechanisms of globularization of TC21 titanium alloy with lamellar structure were investigated during hot rolling in the β phase and α+β phase. The results show that the prominent effect of hot working parameters on the break-up and globularization of TC21 titanium alloy with lamellar structure is found. The α lamellar structure along the paralleling rolling orientation and adjacent grain boundaries is broken up and globularized and the intragranular α lamellar is buckled and kinked when TC21 titanium alloy is processed in β phase region (990℃)at strain no less than 0.51 and at 950 ℃ and strain 0.92. When TC21 titanium alloy is deformed at 910 ℃ and 870 ℃, α lamellar is buckled and kinked to become accordion. Then, by TEM analysis, it is found that the mechanism of globularization of TC21 titanium alloy with α lamellar is a comprehensive process that is firstly the formation of α/α interface by dynamic recovery or boundary splitting, secondly the disintegrating of α lamellar due to diffusing, and finally the globularization of α lamellar by termination migration.

TC21titanium alloys; plate; hot-rolling; microstructure evolution; globularization mechanism

TG 146.23

A

1004-0609(2011)02-0350-06

國家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃資助項(xiàng)目(2007CB613807)

2010-01-06；

2010-05-20

趙永慶，教授；電話：029-86231078；E-mail: trc@c-nin.com

(編輯 李艷紅)