TC18鈦合金的名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr1Fe（wt%），是我國在蘇聯(lián)VT22合金基礎(chǔ)上發(fā)展起來的一種高強(qiáng)韌鈦合金[1-2]。由于其具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性、淬透性、鍛透性等綜合性能優(yōu)勢(shì)，在飛機(jī)起落架橫梁、機(jī)身對(duì)接框等主承力件上得到廣泛應(yīng)用，因此，TC18鈦合金成為國家重點(diǎn)發(fā)展和裝備的一種鈦合金[2]。大型結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)離不開熱加工，鍛造工藝作為整個(gè)熱加工過程中的關(guān)鍵環(huán)節(jié)，鍛造工藝參數(shù)，如鍛造溫度、變形速率、變形量等將直接影響材料的微觀組織進(jìn)而影響合金的力學(xué)性能[3]。特別是對(duì)于鈦合金而言，顯著的組織遺傳性往往使得由于不恰當(dāng)鍛造工藝形成的微觀組織很難通過后續(xù)熱加工或熱處理工藝得到糾正和消除。因此，正確制定和實(shí)施鍛造工藝對(duì)控制合金組織、優(yōu)化性能至關(guān)重要。

熱模擬壓縮是實(shí)驗(yàn)室規(guī)模的熱加工變形實(shí)驗(yàn)，其結(jié)果常用于工業(yè)大規(guī)格生產(chǎn)時(shí)鍛造工藝制定的重要參考依據(jù)。針對(duì)TC18合金，國內(nèi)外學(xué)者們進(jìn)行了熱壓縮行為研究。Qu等[4]表征了TC18合金的熱變形行為，提出試樣在變形過程中同時(shí)存在動(dòng)態(tài)回復(fù)（DRV）和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DRX）兩種軟化機(jī)制，其中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶貫穿整個(gè)熱變形始終。Luo等[1]研究了等溫壓縮過程中TC18合金流變行為和組織演化之間的關(guān)系，指出位錯(cuò)滑移和攀移是熱變形過程中的主要塑變機(jī)制，流變曲線形狀在微觀上強(qiáng)烈依賴于應(yīng)變硬化、熱軟化和組織軟化三者之間的競(jìng)爭(zhēng)。進(jìn)一步，Zherebtsov等[5]探究了片層組織合金的熱變形組織演化，發(fā)現(xiàn)β相中的亞結(jié)構(gòu)演化主導(dǎo)了合金的微觀組織變化。對(duì)于合金在熱壓縮過程中的力學(xué)性能，如流變應(yīng)力、應(yīng)變速率敏感性、應(yīng)變硬化等，學(xué)者們也進(jìn)行了研究，這其中包括α相形態(tài)演化和流變軟化行為的依賴關(guān)系[6]、基于組織變化的加工硬化率和應(yīng)變速率敏感系數(shù)關(guān)系方程的建立[7]、形變過程中動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系的探討等[8]。盡管目前關(guān)于TC18合金的熱變形行為及組織演化開展了一些研究工作，但是該合金作為一種典型的雙相鈦合金，其通常包括的α和β兩相，在變形過程中涉及的相變和形變將導(dǎo)致更為復(fù)雜的組織演化，同時(shí)熱變形過程中的加熱軟化和形變硬化的耦合作用使得變形條件也具有一定的復(fù)雜性。因此，該合金在熱變形過程中的力學(xué)行為及潛在的形變、相變機(jī)理需要進(jìn)一步厘清。同時(shí)，TC18作為一種國家重點(diǎn)發(fā)展和裝備用鈦合金，針對(duì)其熱變形行為展開研究，通過揭示合金的變形機(jī)理，有益于優(yōu)化熱加工工藝參數(shù)，提高產(chǎn)品質(zhì)量。

另一方面，材料在熱變形過程中，往往伴隨著晶粒織構(gòu)的形成和演化。晶粒織構(gòu)是影響金屬材料性能的重要參數(shù)，尤其是在變形及后續(xù)處理中，織構(gòu)的演化規(guī)律對(duì)材料的形變均勻性、力學(xué)性能各向異性特征產(chǎn)生重要影響。同樣，鈦合金在熱變形過程中的β晶粒織構(gòu)的產(chǎn)生和演化同樣得到了廣泛的研究關(guān)注。Chen等[9]在對(duì)Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si合金熱軋時(shí)發(fā)現(xiàn)，β晶粒織構(gòu)對(duì)熱軋量有著強(qiáng)烈的依賴，在變形初期，組織中包含（112）<110>、（001）<100>、（111）<110>這3種類型的織構(gòu)，隨軋制量增加，3種織構(gòu)強(qiáng)度減弱，在高軋制量后，演變?yōu)椋?10）<001>、（001）<110>兩種織構(gòu)。但是，Sander等[10]在Ti-35Nb7Zr-5Ta合金中發(fā)現(xiàn)了不一樣的β晶粒織構(gòu)演變過程。當(dāng)熱變形量很小時(shí)，組織中以αbcc和γ纖維織構(gòu)為主，當(dāng)變形量增大到一定程度后，發(fā)展為剪切織構(gòu)。

對(duì)于TC18鍛材，李凱等發(fā)現(xiàn)β晶粒織構(gòu)分布不均勻，鍛材中心為<100>再結(jié)晶織構(gòu)，邊部則是<110>剪切織構(gòu)和<100>混合織構(gòu)[11]。可見，不同的鈦合金中β晶粒織構(gòu)研究結(jié)論并不不同，不能簡(jiǎn)單使用以前的研究結(jié)果來判定特定鈦合金的熱變形β晶粒織構(gòu)的產(chǎn)生和演化。

綜上原因，本文針對(duì)TC18鈦合金系統(tǒng)地開展熱壓縮變形行為和β晶粒織構(gòu)特征研究，揭示潛在的形變機(jī)理及組織演化規(guī)律，以期為該合金的熱變形加工工藝優(yōu)化提供實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)和理論支撐。

1、實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)使用材料為TC18空燒態(tài)準(zhǔn)400mm大型餅材。餅材的實(shí)際化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為5.03Al、5.12Mo、5.03V、1.03Cr、1.11Fe，余量Ti。合金的β相變點(diǎn)經(jīng)金相法測(cè)定為870℃。在餅材上沿軸向切取加工熱壓縮圓柱試樣，試樣尺寸為準(zhǔn)8mm×12mm。

為了避免餅材組織不均勻?qū)�熱壓縮性能的影響，本實(shí)驗(yàn)中統(tǒng)一在棒材的半徑1/2位置處截取試樣，TC18大型餅材熱壓縮取樣及樣品位向定義示意圖如圖1所示。

等溫恒應(yīng)變速率熱壓縮實(shí)驗(yàn)在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，設(shè)計(jì)了815、835、855和910℃這4個(gè)變形溫度，4個(gè)應(yīng)變速率分別為0.001、0.01、0.1、1s^-1，以及3個(gè)變形量20%，40%和60%開展全面實(shí)驗(yàn)。在本文中，主要針對(duì)變形量為60%的樣品進(jìn)行了分析。

實(shí)驗(yàn)前，通過焊機(jī)焊接K型熱電偶于試樣正中間的橫截面上以測(cè)量溫度變化。同時(shí)，為了減小試樣與壓頭之間的摩擦，在壓頭兩端涂抹高溫潤滑劑并墊上石墨片。將試樣以5℃/s的升溫速率加熱到設(shè)定溫度，保溫2min待試樣內(nèi)溫度均勻后開始?jí)嚎s。變形結(jié)束后，將試樣立即投入水中冷卻，以保留壓縮結(jié)束時(shí)的組織特征。

使用線切割將試樣沿軸向剖開，分別使用體式顯微鏡、NikonMA200金相顯微鏡觀察微觀組織形貌，使用配備有電子背散射衍射探頭的SU3500掃描電鏡進(jìn)行EBSD晶體位向表征分析。為了描述方便，將試樣剖面法線方向定義為ND方向，試樣軸向方向定義為RD方向，其與試樣熱壓縮加載方向一致，試樣徑向方向定義為TD方向。

2、結(jié)果與分析

2.1流變行為

圖2為TC18鈦合金在不同熱變形條件下的流變應(yīng)力-應(yīng)變曲線。在熱壓縮60%變形量下，變形速率對(duì)試樣的流變應(yīng)力影響顯著，隨變形速率增加，流變應(yīng)力水平亦隨之增加。在相同變形溫度下，高應(yīng)變速率1s^-1的應(yīng)力較低應(yīng)變速率0.001s^-1的應(yīng)力增幅超過100MPa。同時(shí)，隨著變形溫度增加，試樣的流變應(yīng)力下降，遵循金屬材料高溫軟化的一般規(guī)律。對(duì)于給定的加熱溫度815℃（圖2（a）），流變應(yīng)力-應(yīng)變曲線隨應(yīng)變速率改變而變化。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001s^-1時(shí)，流變應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾咏档头浅＞徛�，從開始變形到60%變形量，應(yīng)力減小僅15MPa。但是，隨著應(yīng)變速率增加，應(yīng)力降低趨勢(shì)逐漸明顯，從0.01s^-1的30MPa迅速增加到1s^-1的90MPa。同時(shí)，在高應(yīng)變速率時(shí)，流變曲線出現(xiàn)一些新的特征。例如，應(yīng)變速率為0.1s^-1時(shí)，流變應(yīng)力在變形前期持續(xù)下降，但是當(dāng)真應(yīng)變超過0.7后，流變應(yīng)力又開始逐漸回升。而對(duì)于1s^-1，一個(gè)典型的特征是當(dāng)流變應(yīng)變?cè)黾拥?.55時(shí)，緩慢減小的流變應(yīng)力呈現(xiàn)斷崖式的跌落。對(duì)于835℃不同應(yīng)變速率下的流變行為，除了高應(yīng)變速率1s^-1時(shí)應(yīng)力呈現(xiàn)緩慢下降的新趨勢(shì)外，其余3個(gè)應(yīng)變速率下的流變趨勢(shì)與815℃相似（圖2（b））。當(dāng)變形溫度增加到855℃，3個(gè)應(yīng)變速率0.001、0.01、0.1s^-1的流變行為仍然保持和以上兩個(gè)溫度下相同的規(guī)律，但是高應(yīng)變速率1s^-1下的流變應(yīng)力先逐漸降低，當(dāng)真應(yīng)變超過0.7后又緩慢回升（圖2（c））。當(dāng)變形溫度進(jìn)一步增加到910℃，流變行為最顯著的不同仍然出現(xiàn)在高應(yīng)變速率1s^-1，應(yīng)力從真應(yīng)變?yōu)?.3開始急劇跌落，在真應(yīng)變?yōu)?.65跌至谷底，隨后又開始緩慢回升（圖2（d））。

2.2初始形貌

圖3為TC18合金熱壓縮前的EBSD和金相形貌。可見，顯微組織中β晶粒呈等軸狀，晶粒尺寸在150μm左右。由圖3（a）可見，這些β晶粒取向任意分布，沒有出現(xiàn)明顯的織構(gòu)。同時(shí)，可以看到，在β晶粒內(nèi)部分布著一些第二相粒子，其放大形貌如圖3（b）所示。經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，這是由于合金經(jīng)930℃空燒處理，在隨后的空冷過程中經(jīng)過α相區(qū)析出的第二相顆粒。

2.3壓縮形貌

試樣經(jīng)過熱壓變形后，使用體式顯微鏡觀察整體變形形貌。圖3為TC18合金815℃不同應(yīng)變速率下壓縮60%后的體式顯微形貌。可看到，不論是低應(yīng)變速率還是高應(yīng)變速率，試樣熱壓后都由圓柱體變成鼓狀，試樣表面沒有發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋萌生和斷裂失效。但是，組織變形并不均勻，變形主要集中在試樣心部和兩端。這些變形區(qū)域和周圍未變形區(qū)域相比顏色較深，表明這些區(qū)域內(nèi)經(jīng)受了顯著的顯微組織變化。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，這種局部應(yīng)變區(qū)域大小與應(yīng)變速率密切相關(guān)。當(dāng)應(yīng)變速率較低時(shí)，局部變形區(qū)域的面積較大，而經(jīng)過高應(yīng)變速率加載后，局部變形區(qū)域明顯減小，如圖4（a）、（b）所示。這滿足高速誘導(dǎo)變形局域化的一般規(guī)律。

TC18合金815℃不同應(yīng)變速率下壓縮60%后的金相顯微形貌如圖5所示。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001s^-1時(shí)，初始等軸β晶粒消失不見，取而代之，在該區(qū)域內(nèi)形成眾多拉長流線。流線方向與壓縮方向垂直（圖5（a））。這表明組織遭受劇烈塑性變形后發(fā)生了演變。對(duì)該區(qū)域進(jìn)一步放大觀察可見，這些拉長的流線由很多球化程度很高的α粒子排列而成，這意味著熱壓過程中產(chǎn)生的塑性流動(dòng)改變了α相的形狀和分布（圖5（b））。同時(shí)，仔細(xì)觀察可以發(fā)現(xiàn)，在β基體的個(gè)別區(qū)域存在一些弧線，這些弧線在向外擴(kuò)展的過程中被α顆粒釘扎。這意味著，TC18合金在815℃的熱壓縮過程中，發(fā)生了β晶粒的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DRX）。也就是說，TC18合金在低溫（α+β）兩相區(qū)熱加工變形仍然能夠發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DRX）。圖5（c）為試樣經(jīng)過高應(yīng)變速率1s^-1壓縮后的金相形貌。

與圖5（a）相比，變形更加局域化，變形帶寬度減小至600μm。變形帶內(nèi)出現(xiàn)了拉長的β晶粒，這些拉長的β晶粒同樣與壓縮方向垂直。經(jīng)過金相放大后，可見β晶界起伏不平，并不平直（圖5（d））。在拉長的β晶界附近，出現(xiàn)一些尺寸較小的β等軸晶粒，晶界較為明晰。這表明，在高應(yīng)變速率下，變形組織的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為更為明顯。同時(shí)，一個(gè)顯著的組織特征是，α粒子的粒徑和數(shù)量在該應(yīng)變速率下急劇減小，也就是說，高應(yīng)變速率加載使得α粒子數(shù)量減少。

圖6為TC18合金910℃不同應(yīng)變速率下壓縮60%后的體式顯微形貌。可以明顯看到，變形溫度升高使得試樣變形更加均勻，特別是低應(yīng)變速率下，如0.001、0.01s^-1，幾乎整個(gè)樣品參與變形，在體式顯微鏡下顯示為統(tǒng)一的深色襯度（圖6（a）和（b））。當(dāng)應(yīng)變速率增加到0.1、1s^-1，盡管試樣出現(xiàn)了一定程度的變形局域化，體式顯微鏡中深色襯度面積相應(yīng)減小。但是與圖4中低溫相同應(yīng)變速率下的壓縮相比，參與變形的組織面積仍然較大，形成的變形帶寬度經(jīng)測(cè)量可達(dá)到3mm(圖6（c）和（d））。

圖7為TC18合金910℃不同應(yīng)變速率下壓縮60%后的金相顯微形貌。當(dāng)應(yīng)變速率為0.001s^-1時(shí)，壓縮組織中出現(xiàn)了大量的等軸β晶粒，平均晶粒尺寸在15μm左右（圖7（a））。這些晶粒任意排布，不再形成宏觀上的熱壓縮流線，這表明合金試樣在該應(yīng)變速率下已經(jīng)發(fā)生了充分再結(jié)晶。圖7（b）為圖7（a）的局部放大形貌。可以看到，形成的β晶粒尺寸并不均勻，大部分晶粒尺度尺寸較小，個(gè)別晶粒尺寸較大。這意味著，β晶粒已經(jīng)完成再結(jié)晶并進(jìn)入晶粒長大階段。當(dāng)應(yīng)變速率增加到1s^-1時(shí)，對(duì)應(yīng)的壓縮形

貌顯示在圖7（c）中。可見，大部分β晶粒被壓扁，在變形最劇烈的試樣中心區(qū)域，β晶粒被壓縮至長條狀，并且大部分β晶界并不清楚明晰。進(jìn)一步放大觀察，在這些晶界處，發(fā)生了β相動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，很多β晶粒沿著β晶界形核，形成了數(shù)量眾多的β小晶粒（圖7（d））。同時(shí)，在長條狀的β晶粒內(nèi)部，組織較為干凈，沒有發(fā)現(xiàn)β晶粒再結(jié)晶形核長大的情況。

這種再結(jié)晶的擇優(yōu)位置現(xiàn)象，應(yīng)該與長條狀β晶界較高的界面能優(yōu)先驅(qū)動(dòng)晶粒形核密切相關(guān)。

2.4β晶體位向

為了探究TC18合金β晶粒取向在熱變形過程中與變形溫度、應(yīng)變速率和變形量之間的關(guān)系，對(duì)壓縮試樣進(jìn)行EBSD晶體位向表征分析。圖8為TC18合金815℃不同應(yīng)變速率下壓縮40%后的EBSD表征。壓縮方向豎直向下，如圖中箭頭所示。可以看到，試樣經(jīng)過0.001s^-1低應(yīng)變速率壓縮后，其β晶粒不再像壓縮前的初生組織中β晶粒位向任意分布，而是在變形過程中形成了擇優(yōu)取向。其取向方向集中分布在反極圖（IPF）的中部位置，更靠近<111>極（圖8（a））。對(duì)于高應(yīng)變速率1s^-1壓縮后的EBSD形貌，IPF圖中藍(lán)色β晶粒所占比例更多，在相應(yīng)的IPF極圖中，其晶體位向集中于<111>極，相應(yīng)織構(gòu)強(qiáng)度為4.02（圖8（b））。結(jié)合圖8（a）、（b）可以發(fā)現(xiàn)，不論是低應(yīng)變速率還是高應(yīng)變速率，合金試樣在該溫度變形40%后都形成了<111>β晶粒織構(gòu)，但在高應(yīng)變速率下這種取向的織構(gòu)更為強(qiáng)烈。

與圖8變形溫度相同，當(dāng)應(yīng)變量增加到60%，對(duì)應(yīng)的EBSD表征結(jié)果如圖9所示。對(duì)于0.001s^-1低應(yīng)變速率，一個(gè)明顯的特征是β晶粒幾乎由紅色晶粒和藍(lán)色晶粒組成，其中紅色晶粒在整個(gè)組織中占絕大多數(shù)（圖9（a））。紅色對(duì)應(yīng)于<001>晶向，藍(lán)色對(duì)應(yīng)于<111>晶向。因此，當(dāng)變形量增加時(shí)，組織中形成了強(qiáng)烈的<001>β晶粒織構(gòu)。圖9（a）IPF極圖也表明了這一點(diǎn)，<001>晶向的強(qiáng)度高達(dá)16.32。圖9（b）為合金試樣在1s^-1低應(yīng)變速率下壓縮后的IPF形貌。盡管變形組織也主要由紅色和藍(lán)色的β晶粒組成，但是，紅色所占的面積分?jǐn)?shù)不如圖9（a）中多。同時(shí)，在相應(yīng)的IPF極圖中也可看到，在<001>極和<111>極都有較高的強(qiáng)度。這意味著，在同等的變形溫度下，低應(yīng)變速率更易促進(jìn)<001>織構(gòu)的形成。同時(shí)，結(jié)合圖8的EBSD形貌特征，可以得出，<111>β晶粒織構(gòu)是形成<001>β織構(gòu)前的中間織構(gòu)。合金試樣在變形時(shí)，首先形成<111>織構(gòu)，隨著變形進(jìn)行，逐漸過渡到<001>織構(gòu)。另外，由于圖8（a）IPF極圖中的織構(gòu)相比于圖8（b）更加遠(yuǎn)離<111>極，這表明，低應(yīng)變速率加速<111>織構(gòu)向<001>織構(gòu)的演化。當(dāng)變形溫度增加到910℃，在不同應(yīng)變速率下變形60%后的EBSD形貌如圖10所示。和0.001s^-1低應(yīng)變速率、60%應(yīng)變量的815℃壓縮EBSD形貌相比，在此溫度下紅色β晶粒幾乎占據(jù)了整個(gè)組織，也就是說變形組織中形成非常強(qiáng)烈的<001>β織構(gòu)（圖10（a））。同樣，1s^-1高應(yīng)變速率的EBSD圖中的<001>β織構(gòu)也比圖8（b）中強(qiáng)烈的多（圖10（b））。這表明，升高溫度促進(jìn)<001>β晶粒織構(gòu)的形成。綜合分析圖8～10可知，對(duì)于TC18熱壓縮試樣，變形溫度越高、應(yīng)變速率越低、變形量越大，越容易導(dǎo)致形成<001>β晶粒織構(gòu)。

3、討論

3.1應(yīng)力強(qiáng)化和軟化

熱加工變形是加熱和變形耦合的過程。材料加熱減小形變抗力中的熱激活應(yīng)力分項(xiàng)，表現(xiàn)出加熱軟化。同時(shí)，材料隨應(yīng)變?cè)黾幼冃慰沽υ絹碓酱螅�表現(xiàn)為加工硬化。金屬材料在熱加工變形過程中加熱軟化效應(yīng)和加工硬化效應(yīng)相互競(jìng)爭(zhēng)，致使流變應(yīng)力在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上表現(xiàn)出應(yīng)力升高和跌落。從微觀上看，這種加熱軟化和加工硬化相互競(jìng)爭(zhēng)的實(shí)質(zhì)是位錯(cuò)累積和位錯(cuò)湮滅的相互競(jìng)爭(zhēng)，最終導(dǎo)致材料內(nèi)位錯(cuò)密度的增多或減少。根據(jù)Estrin-Mecking模型，材料組織中位錯(cuò)密度ρ隨應(yīng)變ε變化滿足關(guān)系[12]：

式中：k₁為位錯(cuò)增殖相關(guān)常數(shù)；k₂為位錯(cuò)湮滅相關(guān)常數(shù)。

進(jìn)一步，位錯(cuò)密度ρ與材料的流變應(yīng)力σ遵循Taylor方程[13]：

式中：α和M分別為Taylor常數(shù)和Taylor因子；G為剪切模量；b為Burgers矢量。根據(jù)式（1）、（2）可以得出，加工硬化和加熱軟化導(dǎo)致位錯(cuò)密度變化，最終使得流變應(yīng)力增加或減少。

當(dāng)TC18合金在815℃變形時(shí)，由于該變形溫度小于合金的β相變點(diǎn)（870℃），試樣組織中包含α相粒子。在變形過程中α粒子的第二相強(qiáng)化會(huì)抵消掉變形溫度引起的熱軟化，因此，低應(yīng)變速率0.001s^-1下壓縮試樣在流變應(yīng)力-應(yīng)變曲線上呈現(xiàn)出較為穩(wěn)定的流變應(yīng)力。盡管如此，隨著應(yīng)變量增加，在個(gè)別區(qū)域發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DRX），這種動(dòng)態(tài)再結(jié)晶部分消除了加工硬化。因此，流變應(yīng)力隨應(yīng)變量增加還是出現(xiàn)了小幅度降低。當(dāng)增加應(yīng)變速率，試樣組織除了遵循以上變化規(guī)律，最大的不同是在更短時(shí)間內(nèi)變形導(dǎo)致的熱量來不及耗散從而對(duì)試樣有加熱升溫軟化作用。因此，可看到，試樣的流變應(yīng)力在高應(yīng)變速率下跌幅增加。當(dāng)應(yīng)變速率增加到1s^-1這種高應(yīng)變速率導(dǎo)致試樣組織內(nèi)溫度急劇升高，以致大部分α粒子回溶到β基體中，第二相強(qiáng)化作用大幅減弱。這種弱化作用疊加β晶粒動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（DRX）導(dǎo)致的組織軟化，因此，流變應(yīng)力出現(xiàn)了斷崖式跌落。

當(dāng)變形溫度增加到835、855和910℃，在低應(yīng)變速率下（如0.001s^-1和0.01s^-1），加工硬化和組織軟化總體上達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡，因此，流變應(yīng)力隨應(yīng)變基本保持不變（圖2（b）～（d））。在0.1、1s^-1的高應(yīng)變速率下，在變形帶內(nèi)短時(shí)積累的溫升導(dǎo)致α粒子回溶，將弱化第二相強(qiáng)化作用。同時(shí)，在這個(gè)過程中由于應(yīng)變累計(jì)達(dá)到了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶開始的閾值，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶消除變形強(qiáng)化。因此，在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上流變應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾佣鴾p小。但是，在這一過程中，合金組織仍然會(huì)形變強(qiáng)化，更多位錯(cuò)在β晶內(nèi)積累，在一定變形量后，其強(qiáng)化作用逐漸高于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和α粒子回溶導(dǎo)致的弱化作用，因此，流變應(yīng)力又開始緩慢上升（圖2（b）、（c））。對(duì)于910℃下1s^-1高應(yīng)變速率下應(yīng)力的斷崖式跌落（圖2（d）），可以給予如下解釋：910℃變形溫度高于合金的β相變點(diǎn)，組織為單一的β晶粒，在變形時(shí)等軸狀的β晶粒急劇演化為壓扁的長條狀。在變形區(qū)域累計(jì)的彈性畸變能使得合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，由于β晶界處能量很高，優(yōu)先在這些位置形成再結(jié)晶晶核（圖7（d））。

動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形成急劇釋放了彈性畸變能，使得試樣變形抗力大幅下降（圖2（d））。

3.2β晶粒織構(gòu)

TC18合金試樣壓縮后β晶粒取向的EBSD分析表明，壓縮組織中β晶粒存在<111>和<001>平行于壓縮方向的織構(gòu)。并且，這兩種織構(gòu)與變形溫度、變形量和變形速率密切相關(guān)。當(dāng)變形溫度越高、變形量越大、或者變形速率越慢，變形組織中<111>織構(gòu)減弱，而<001>織構(gòu)增強(qiáng)，出現(xiàn)<001>織構(gòu)“吞噬”<111>織構(gòu)的現(xiàn)象（圖8～10）。盡管在圖10（a）中充分再結(jié)晶后的β晶粒中表現(xiàn)出強(qiáng)烈的<001>β晶粒織構(gòu)，但是，這種織構(gòu)并不是來源于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，不被認(rèn)為是一種再結(jié)晶織構(gòu)。這是因?yàn)椋�試樣在低溫較小變形量壓縮時(shí)，β晶粒遭受變形由等軸狀轉(zhuǎn)變?yōu)槔�長形狀，盡管這一過程中沒有發(fā)生顯著的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，但是IPT圖中已經(jīng)顯示出β晶粒的擇優(yōu)取向。也就是說，這些織構(gòu)起源于壓縮時(shí)β晶粒的晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)，是一種形變織構(gòu)。

<001>織構(gòu)對(duì)<111>織構(gòu)的“吞噬”現(xiàn)象可以通過應(yīng)變誘發(fā)晶界遷移理論（strain-inducedgrainboundarymigration，SIBM）給予解釋[14-15]。在熱變形過程中，由于變形溫度較高，變形時(shí)發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)。由于不同位向的β晶粒動(dòng)態(tài)回復(fù)程度不同，這使得動(dòng)態(tài)回復(fù)程度不高的晶粒內(nèi)部由于殘留更多的彈性畸變能而處于不穩(wěn)定的高能狀態(tài)，它將為隨后的組織和結(jié)構(gòu)演化提供能量而使得自身被消耗。已有的研究表明，在變形溫度越高、變形量越大、應(yīng)變速率越低的情況下，<001>取向的β晶粒動(dòng)態(tài)回復(fù)比<111>取向晶粒更為充分[14]。當(dāng)這兩種位向的晶粒彼此相鄰時(shí)，<001>取向晶粒的晶界將向高能態(tài)的<111>晶內(nèi)遷移。這種界面遷移使得<111>晶粒面積減小、<001>晶粒面積增大，宏觀上顯示為<001>晶粒對(duì)<111>晶粒的“吞噬”。因此，TC18合金在熱壓縮過程中，最終形成了<001>強(qiáng)織構(gòu)。實(shí)際上，這種<001>晶粒的取向穩(wěn)定性也可以從圖10（a）得到進(jìn)一步證實(shí)，我們看到，即便β晶粒已經(jīng)發(fā)生再結(jié)晶生成新的等軸晶粒，但是這些晶粒仍然維持著<001>變形織構(gòu)不變。

4、結(jié)論

（1）TC18合金試樣熱壓縮時(shí)的流變應(yīng)力隨變形溫度升高而降低，隨應(yīng)變速率增加而增加。在低應(yīng)變速率下，流變應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾踊�本上維持穩(wěn)定狀態(tài)，而在高應(yīng)變速率下，出現(xiàn)應(yīng)力急劇降低。

（2）壓縮變形集中在試樣中部和兩端，這種變形局域化在高應(yīng)變速率下變得更為明顯。升高變形溫度可以在一定程度上緩解形變局域化，特別是在910℃、0.001s^-1低應(yīng)變速率下，幾乎整個(gè)試樣參與變形。

（3）低應(yīng)變速率下，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化抵消了加工硬化使得流變應(yīng)力維持相對(duì)穩(wěn)定。815℃、1s^-1高應(yīng)變速率下流變應(yīng)力的大幅降低歸因于劇烈溫升導(dǎo)致的α粒子回溶對(duì)第二相強(qiáng)化效應(yīng)的減弱。而910℃、1s^-1下流變應(yīng)力的急劇降低則歸結(jié)為β晶界的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致的組織軟化作用。

（4）熱壓組織中β晶粒形成<111>和<001>兩種織構(gòu)。當(dāng)變形溫度越高、變形量越大、或者變形速率越慢，變形組織中<111>織構(gòu)減弱而<001>織構(gòu)增強(qiáng)，出現(xiàn)了<001>織構(gòu)對(duì)<111>織構(gòu)的“吞噬”。這種“吞噬”現(xiàn)象歸因于β晶粒間動(dòng)態(tài)回復(fù)程度不同導(dǎo)致的晶界遷移。

參考文獻(xiàn):

[1] Luo J， Wang L F， Liu S F， et al．The correlation between the flow behavior and the microstructure evolution during hot working of TC18 alloy [J]．Materials Science and Engineering A，2016，654(27)：213-220．

[2] 王晉忠，王惠梅，王永飛，等．變形態(tài) TC4 鈦合金熱壓縮本構(gòu)方程及熱加工圖研究[J]．熱加工工藝，2023，52(23)：100-104.

[3] Weiss I， Semitin．Thermomechanical processing of beta titanium alloys-An overview [J]．Materials Science and Engineering A，1998，243(1/5)：46-65．

[4] Qu F S， Zhou Y H， Zhang L Y， et al．Research on hot deformation behavior of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy[J]．Materials and Design，2015，69(15)：153-162．

[5] Zherebtsov S V， Murzinova M A， Klimova M V， et al．Microstructure evolution during warm working of Ti-5Al-5Mo-5V1Cr-1Fe at 600 and 800 ℃[J]．Materials Science and Engineering A，2013，563(15)：168-176．

[6] Semiatin S L， Bieler T R．The effect of alpha platelet thickness on plastic flow during hot working of Ti-6Al-4V with a transformed microstructure [J]．Acta Materialia，2001，49 (17)：3565-3573．

[7] Nan Y， Ning Y Q， Liang H Q， et al．Work-hardening effect and strain-rate sensitivity behavior during hot deformation of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe alloy [J]．Materials and Design，2015，82(5)： 84-90．

[8] Ning Y Q， Luo X， Liang H Q， et al．Competition between dynamic recovery and recrystallization during hot deformation for TC18 titanium alloy [J]．Materials Science and Engineering A，2015，635(21)：77-85．

[9] Chen Y，Li J S，Tang B，et al．Texture evolution and dynamic recrystallization in a beta titanium alloy during hot-rolling process [J]．Journal of Alloys and Compounds，2015，618 (5)：146-152．

[10] Sander B， Raabe D．Texture inhomogeneity in a Ti-Nb-based β-titanium alloy after warm rolling and recrystallization [J].Materials Science and Engineering A，2008，479(1/2)： 236-247.

[11] Li K， Yang P， Sha A X， et al．Investigation of microstructure and texture of β phase in a forged TC18 titanium alloy bar[J].Acta Metallurgica Sinica，2014，50(6)：707-714．

[12] Estrin Y， Mecking H， A unified phenomenological description of work hardening and creep based on one-parameter models [J]．Acta Metallurgica，1984，32(1)：57-70．

[13] Zhao G H， Liang X Z， Kim B， et al．Modelling strengthening mechanisms in beta-type Ti alloys [J]．Materials Science and Engineering A，2019，756(22)：156-160．

[14] 李凱．鈦合金加熱過程變形與相變之間相互影響與織構(gòu)控制[D]．北京：北京科技大學(xué)，2018．

[15] Humphreys J， Hatherly M．Recrystallization and related annealing phenomena [M]．Second Edition. Oxford： Elsevier，2014：251．

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tag標(biāo)簽:鈦鍛件,TC18鈦合金

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