亞穩(wěn)態(tài)型b8鈦合金熱壓縮變形組織和織構的ebsd研究

亞穩(wěn)態(tài)型b8鈦合金熱壓縮變形組織和織構的ebsd研究

在塑性變形過程中，金屬微組織的發(fā)育是直觀的，顆粒的形狀是改變的，更深層次上是顆粒內部的顯微結構形成的。形變顯微組織結構的形成恰恰是塑性變形不均勻的表現(xiàn),而這種不均勻對材料的動態(tài)、靜態(tài)再結晶及相變均產生不同影響。因此,形變顯微組織結構與取向演變受到國內外材料工作者們的廣泛關注,以期更好地探究塑性變形機理并控制金屬材料的性能。近年來,電子背散射衍射技術(Electronbackscatteredelectrondiffraction,EBSD)發(fā)展迅速,其精度及自動化程度得到不斷提高,因而在金屬塑性變形研究中的應用也越來越廣泛。EBSD技術作為一種新的分析多晶體晶粒取向的手段,可以用于表征形變的不均勻性及織構演化等,有助于更為深入地分析材料的變形行為。TB8鈦合金是一種具有高比強度、優(yōu)異的冷成形性、高抗氧化性能和良好的抗腐蝕能力等諸多優(yōu)良性能的新型亞穩(wěn)定β型鈦合金。鑒于目前針對該合金熱變形行為的研究鮮見報道,DUAN等開展了其熱變形行為及組織演變的相關研究工作。為了更充分地理解TB8鈦合金的熱變形行為,以推廣其在航空航天等領域中的應用,在前期金相組織分析的基礎上,本文作者采用EBSD技術對TB8鈦合金初始組織及熱變形組織進行表征,深入探討合金的組織演變及形變織構特征。1試驗與檢測方法TB8鈦合金的化學成分如表1所列。等溫恒應變速率壓縮實驗在北京科技大學的Gleeble-1500熱模擬機上進行。將壓縮試樣加工成d8mm×15mm的圓柱體。熱壓縮實驗如下:試樣以10℃/s升溫到1200℃,保溫300s,然后以5℃/s的速度冷卻到變形溫度(750、800、900、1000和1100℃),保溫2s以消除試樣內部的溫度梯度,接著分別以0.01~1s-1的應變速率變形,總變形量為60%,卸載后立即淬火以保留其高溫變形組織。將變形后試樣沿壓縮軸向進行線切割,取其中的一半觀察其熱變形組織。樣品經過粗磨、細磨、機械拋光,再采用電解拋光處理后進行EBSD測試。測試時樣品的壓縮軸對應x方向。取向成像圖與菊池襯度圖中的細藍線和細紅線分別代表3?~5?、5?~10?亞晶界,細黑線代表10?~15?晶界,粗黑線代表大于15?晶界。2結果與討論2.1成像圖和極圖圖1和圖2所示分別為EBSD測試獲得的TB8合金初始組織的取向成像圖和極圖。從圖1可以看出,初始組織形貌為等軸狀。由初始組織的{100}、{110}和{111}晶粒取向極圖可看出,組織中沒有出現(xiàn)明顯織構,因此晶粒取向不存在方向性,基本上為任意取向分布。2.2熱變形組織和織物結構2.2.1變形方式對組織織構的影響圖3所示為在變形溫度800℃、應變速率1s-1、變形程度40%條件下合金的形變組織取向成像圖和菊池襯度圖。由圖3可以看出,晶粒沿著變形方向被拉長,某些晶界處和晶粒內部出現(xiàn)較多由于大量位錯滑移造成的不同方向的亞晶界。在一定程度上菊池襯度(Bandcontrast,BC)反映了分析區(qū)域缺陷的多少,可以用于定性表征材料的狀態(tài),一般根據菊池襯度圖中灰度的不同來反映組織中缺陷多少的不同。因此,可以看出晶粒的變形并不均勻,即使同一晶粒內部灰度顏色深淺也有所不同,說明在晶粒內部發(fā)生了變形不均勻的情況。因此可以推測,這種組織差異是晶粒取向的不同造成的。由于各晶粒的取向不同,各晶粒內滑移出現(xiàn)的時間及數(shù)目都不同,位錯間相互交互的強弱也不同,晶粒之間的相互作用必然引起晶粒變形的不均勻,晶內的取向差分布則一定不同,從而引起材料變形的不均勻。而這種不均勻性必然影響后續(xù)的再結晶進程。圖4所示為在變形溫度800℃、應變速率1s-1、變形程度60%條件下形變組織的取向成像圖和菊池襯度圖。由圖4(a)可知,隨著變形程度的增大,晶粒沿壓縮軸方向的壓扁程度更大,組織中同樣存在大量的亞晶界。當組織中無再結晶發(fā)生的情況下,當其他條件一定時,隨著變形的進行,形變組織中的位錯密度不斷增加,組織中的缺陷也隨之增多,形成了大量細小的亞晶界,且有相當取向差的多邊形亞結構形成。在變形溫度和變形速率一定的情況下(800℃、1s-1),觀察40%和60%兩種變形程度下的晶粒取向差分布(見圖5)。由圖5可知,兩種變形程度條件下取向差在3?~10?之間的小角度晶界所占比例均較大。TB8鈦合金由高層錯能的BCC晶格β相組成,在熱變形過程中易于發(fā)生動態(tài)回復。在兩種變形情況下形變組織中小角度晶界的分數(shù)均較高,表明變形過程中高密度變形位錯發(fā)生了回復,組織的動態(tài)軟化過程以動態(tài)回復為主。且相對而言變形程度為60%的條件下大角度晶界的比例略有增加,這都是潛在的再結晶形核位置,在一定程度上也反映了變形程度較大時組織中的亞組織有所增加,有發(fā)生再結晶的趨勢。對于單向壓縮變形而言,組織的反極圖即可以方便地反映出晶粒的取向信息。圖6所示為在800℃、1s-1條件下兩種變形程度40%和60%對應的反極圖。由圖6可以看出,BCC鈦合金經過壓縮變形產生了?100?和?111?平行于壓縮軸的織構,說明變形過程中晶粒的取向發(fā)生轉動,并存在擇優(yōu)取向。隨著變形的進行形變織構趨于穩(wěn)定取向,大變形量下形變組織中的?100?與?111?平行于壓縮軸的織構強度相當。這與文獻中報道的體心立方金屬在熱壓縮時出現(xiàn)?111?和?100?織構是一致的。為了深入分析TB8熱變形過程中的動態(tài)再結晶行為,采用EBSD技術對熱變形部分再結晶組織進行表征。2.2.2tb8合金熱變形組織分布的變化為了深入分析TB8熱變形過程中的動態(tài)再結晶行為,采用EBSD技術對熱變形部分再結晶組織進行表征。圖7所示為在應變速率0.01s-1、變形程度60%條件下不同變形溫度形變組織的取向成像圖和菊池襯度圖。從圖7(a)可以看出,在溫度較低的情況下,組織中大部分晶粒是形變長條狀,部分區(qū)域出現(xiàn)少量的等軸晶粒,且組織中存在較多取向差為3?~10?的亞晶界以及被其分割的亞晶粒。說明該變形條件下TB8鈦合金發(fā)生了部分動態(tài)再結晶。由前述分析可知對于形變晶粒,內部通常存在一定的形變不均勻性,而動態(tài)再結晶晶粒通常由晶核長大成為無畸變的再結晶晶粒,但動態(tài)再結晶的發(fā)生是隨著變形的進行而進行的,因此,再結晶晶粒也并非絕對的無畸變。晶粒間取向差分布的EBSD測試結果(見圖8(a))表明,從取向差的分布特點可以看出小角晶界仍占一定比例,表明在整個變形過程中始終伴隨著動態(tài)回復過程的進行;大角晶界所占比例有增加,也一定程度上反映了在變形過程中組織發(fā)生了部分動態(tài)再結晶。在溫度較高的情況下(1000℃),熱變形組織的取向成像圖如圖7(b)所示。當其他條件一定,溫度較高時,組織中的等軸晶粒明顯較多,且尺寸也有所增大,組織中同樣存在一定程度的亞晶界以及被其分割的亞晶粒,隨著動態(tài)再結晶的進行,組織中的缺陷明顯降低。大角度晶界的分布情況表征了動態(tài)再結晶形核及長大進行的程度,因此,由晶粒取向差分布(見圖8(b))也可以看出,其他條件一定較高溫度下變形時,大角晶界的比例明顯增加,這也充分反映出此時動態(tài)再結晶體積百分數(shù)較高。若變形進一步進行,則大角晶界將繼續(xù)增多,最終的晶界取向差分布將趨向穩(wěn)定。觀察這兩種條件下晶粒取向的反極圖(見圖9)可以看出,組織取向特征均表現(xiàn)出較強的?100?//壓縮軸的織構,隨著溫度的升高?100?//壓縮軸的織構強度又有增加;當溫度較低時仍存在較弱的?111?//壓縮軸的織構,隨著溫度的升高該方向織構強度削弱直至消失。由金相組織分析可知,在0.01s-1、60%的變形條件下,溫度較高時,動態(tài)再結晶分數(shù)明顯較高。因此可以認為,動態(tài)再結晶程度對?100?//壓縮軸的織構強度具有一定影響,當動態(tài)再結晶程度較高時,再結晶組織傾向于?100?//壓縮軸取向織構,其強度也較高;而動態(tài)再結晶程度較低時,組織中存在部分形變晶粒,表現(xiàn)出較弱的?111?//壓縮軸織構。因此,TB8合金熱壓縮變形后無論動態(tài)再結晶是否進行完全,組織都存在較強的織構,將造成性能的各向異性。由以上組織分析可知,TB8合金動態(tài)再結晶的形核及長大過程與亞結構的演變關系極為密切,即動態(tài)再結晶的核心由亞晶發(fā)展而成,亞晶在發(fā)展成再結晶核心的過程中要發(fā)生轉動,以滿足核心長大所需的晶體取向,這一過程必然導致組織織構產生變化。雖然再結晶晶粒的長大過程可以降低織構的強度,但大量新的再結晶晶粒的形成,保持了織構的強度。3tb8合金部分再結晶織構1)TB8合金未再結晶形變組織中小角度晶界所占比例較高,說明變形過程中組織的動態(tài)軟化過程以動態(tài)回復為主,且呈現(xiàn)出一定的形變不均勻性;該變形條件下BCC鈦合金經過熱壓縮變形產生了?100?和?111?/