热轧TC21板材中α相形貌的演变

王临茹，赵永庆，周 廉

(1. 西安交通大学 金属材料强度国家重点实验室，西安 710049；2. 西北有色金属研究院，西安 710016)

热轧TC21板材中α相形貌的演变

王临茹1,2，赵永庆2，周 廉2

(1. 西安交通大学 金属材料强度国家重点实验室，西安 710049；2. 西北有色金属研究院，西安 710016)

研究了具有片层α组织TC21钛合金在β和α+β相区热轧制后的组织演变规律及其片层组织的球化机制。结果表明：变形温度及应变对具有片层α组织的TC21钛合金断裂及球化具有显著影响。当变形温度为990℃时，在β相区发生变形；当应变不小于0.51时，平行轧向和晶界附近的片层α组织首先发生断裂、球化，晶内片层α组织被压弯变形；当在接近相变点(即950 ℃)变形，应变达到0.92时，片层α组织发生球化；当在两相区较低温度，即910 ℃和870 ℃变形时，片层α取向杂乱，且被压弯成“手风琴”状，未发现球化。TEM观察分析发现，具有α片层组织的TC21钛合金球化过程是一个复杂过程，首先，通过动态回复或是晶界滑移使得α片层中形成α/α界面；然后，β相通过亚晶界楔入α片层，α片层解体；最后，通过物质末端迁移，发生球化。

TC21钛合金；板材；热轧；组织演变；球化机制

航空器结构设计准则由过去的静强度设计准则，转变为损伤容限设计准则，对钛合金的性能要求也发生了改变，不但要考虑未损伤材料的静强度、刚度及疲劳等性能，而且还要考虑已损伤材料的静强度和疲劳性能。为满足航空、航天工业对钛合金的需求，2001年西北有色金属研究院研制了一种新型两相钛合金——TC21钛合金[1]。该合金不但具有较高的强度和韧性，而且具有较低的裂纹扩展速率，属于第三等级损伤容限型合金[2]。

TC21钛合金目前主要集中于对棒材、锻件的热加工工艺和热处理后的组织与性能匹配关系研究，结果表明：近β锻造相比β锻造可以得到较高的抗拉强度(≥1 100 MPa)、较高的伸长率(≥9%)和较高的断裂韧性(≥76 MPa·m1/2)[3]；而准β锻造相比近β锻造疲劳裂纹扩展路径曲折，具有较慢的疲劳裂纹扩展速率[4]；棒或锻件经热处理后获得等轴α相(含量为10%~15%)转变β相的微观组织，不但具有较高的室温力学性能，而且也有较高的高温力学性能[5−6]。目前，该合金已经成功地用于生产某飞机70A模锻件。然而，对于该合金的板材研究，未见相关报道。为了进一步扩大该合金的应用范围，发挥该合金的潜能，本文作者对TC21钛合金板材热加工工艺和变形后的组织及组织演变规律进行研究，并探讨TC21片层组织球化过程及其球化机制。该研究对于揭示TC21钛合金变形机理、合理选择热变形工艺参数和优化工艺具有重要的意义。

图1 TC21钛合金原始板坯的显微组织Fig.1 Microstructure of as-received TC21 titanium alloy plate

表1 TC21钛合金化学成分Table 1 Chemical composition of TC21 titanium alloy (mass fraction, %)

1 实验

实验所使用的TC21钛合金板坯是由西北有色金属研究院提供的棒材经β区改锻而成，其组织由片层α组成，如图1所示。经差热分析测得相变点为966 ℃，其名义化学成分见表 1。本实验采用 650热轧机对TC21钛合金板坯在恒定应变速率下进行轧制。其板坯试样规格为：长200 mm，宽110 mm，厚30 mm，为消除锻造缺陷，对其表面进行打磨。实验温度选取990、950、910及870 ℃，选取0.22、0.51及0.92为应变，共计12组实验。采用箱式电阻炉对TC21钛合金试样进行加热保温20 min。为模拟实际的热加工，冷却方式采用空冷。取典型试样，分别利用金相显微镜(OM)和透射电镜(TEM)进行组织结构分析。

2 结果与分析

2.1 TC21钛合金组织演变

为了研究热变形对TC21钛合金微观组织的影响，分别对未变形试样加热保温水淬，保留高温变形时的形貌，其组织结构如图2所示。由图2可看出，温度870 ℃的微观组织，片层α细长，其厚度约为0.6 μm，片层α相体积分数约50%，且片层α取向杂乱(见图2(a))；当温度为910 ℃时，片层α相形貌、取向相对870 ℃时的变化不大，但是其厚度增加，由0.6 μm增至约1 μm，体积分数减小到40%左右(见图2(b))；当温度为950 ℃时，片层α相变短呈短棒状，且取向变化少，晶界不完整，其厚度减小到0.6 μm左右，其体积分数继续降低至 30%左右(见图 2(c))；当变形温度继续升高至超过相变点时，组织结构基本上由β相组成(见图2(d))。随着变形温度的提高，片层α、β相不但体积分数发生变化，而且其形态和尺寸也发生了变化。这主要是由于随着变形温度的升高，更多的能量被储存用于相变[7]，加快了α相的扩散、溶解和合并。

当应变为0.22时，TC21钛合金组织形貌变化不明显，仅β晶粒的尺寸和形状发生变化，而片层α基本与图1类似，没有变形。随着应变的增大，组织形貌发生较大变化，图3所示为应变为0.51、不同变形温度下的变形组织形貌。由图3可看出，随着变形温度的升高，片层α含量减少，片层α变形程度降低，且取向逐渐趋向于轧制方向。当在两相区变形时(见图3(a)~(c))，片层 α尺寸随着变形温度的不同也发生变化——随着温度的增加，呈现先降低后增加趋势，与在该变形温度下片层α尺寸变化趋势一致；在β区、990 ℃变形时(见图3(d))，晶界α部分破碎，靠近晶界的片层α断裂、球化。

图2 未变形TC21钛合金在不同加工温度时的显微组织Fig.2 Microstructures of undeformed TC21 titanium alloy at different processing temperatures: (a) 870 ℃; (b) 910 ℃; (c) 950 ℃;(d) 990 ℃

图3 应变为0.51、不同变形温度下TC21钛合金的显微组织Fig.3 Microstructures of TC21 titanium alloys at strain of 0.51 and different deformation temperatures: (a) 870 ℃; (b) 910 ℃;(c) 950 ℃; (d) 990 ℃

图4所示为应变为0.92、不同变形温度时变形组织形貌。由图4可看出，相对于相同温度、应变0.51时的组织形貌变形更加剧烈，片层α被压成“手风琴”状，平行于金属流动方向的晶界α与晶内α之间的差异逐渐消失，垂直金属流动方向晶界α被压弯，发生断裂(见图 4(a)和(b))；晶界α破碎靠近晶界且平行于轧向的片层α发生断裂、球化，类似于SEETHARMAN和SEMIATIN[8]的研究结果。但变形温度990 ℃相对于950 ℃，片层α含量降低，片层α厚度增加(见图4(c)和(d))。

由图3和4可知，随着应变的增加，片层α取向由杂乱逐渐向金属流动方向转动，有利于片层α断裂、球化，即平行于金属流动方向的片层 α较易发生断裂，这可能是由于平行于金属流动方向的片层α有利于降低分解切应力，进而使得激活滑移系统能量降低[9]，促进片层α相断裂、球化。

图4 应变为0.92、不同变形温度下TC21钛合金的显微组织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 片层α相球化机制

从图3和4可知，热轧参数对微观组织演变具有较大影响，特别是对于片层α相的球化，低温、小变形量都不利于 TC21片层 α相断裂。为深入地研究TC21钛合金片层 α相的球化机制，对热轧后的试样进行了TEM观察和分析。

2.2.1 片层α相中α/α的亚晶界面形成

图5所示为具有片层 α TC21钛合金经温度为990 ℃、应变为0.92热变形后的TEM像。TEM观察表明：变形片层α内出现等轴或近等轴位错胞状结构。由图5可看出，TC21钛合金属于高层错能合金，形变的主要机制是滑移，在形变时位错因交互作用而群集成高密度的组态—— 三维形态近似等轴的位错胞状结构(见图5(a))，胞内位错稀疏，而胞与胞之间则是由位错缠结构成漫散胞壁(如图5(a)中箭头所示)，这种组织结构是由于高温时未及时发生充分回复，快速冷却而保留下的，属于亚晶形成的前期孕育阶段。图5(b)和(c)则是典型的动态回复的结果，在回复过程中，胞内位错逐渐减少，胞壁的位错重新排列和抵消，使胞壁减薄而逐渐变锋锐，最终转化为亚晶。当片层α厚度为 500 nm左右，即与位错胞尺寸相当时，在片层 α厚度方向由1个位错胞组成，又由于高温回复多边化过程，散漫的胞壁逐渐平直形成亚晶界，将片层α分割成“竹节状”，如图 5(b)所示。从图 5(c)中可以看出，当片层α厚度增至1 100 nm左右时，片层α厚度方向由几个亚晶粒组成。钛合金属于高层错合金，在高温变形过程中动态回复过程往往比动态再结晶过程快[6]，因而TC21钛合金片层α中α/α亚晶界主要以动态回复形式形成。SESHACHARYULU 等[10−12]在对超低间隙Ti-6Al-4V合金的热变形研究后，认为Ti-6Al-4V合金α片层的球化过程是一种动态再结晶，片层α经较大变形后，其内部再发生剪切变形，沿着剪切线形成位错，随后由于动态回复形成亚晶界。在本次实验中，具有片层 α的 TC21合金热轧变形中没有发现SESHACHARYULU等[10−12]所描述的动态再结晶现象。

TC21钛合金片层α相中α/α亚晶界面形成的另一种形式是通过晶界滑移形成，如图5(d)所示，当α片层内的位错不均匀分布时，该片层发生剪切[6]，部分晶界发生滑移和错移，形成亚晶界；从图5可以看出，片层α在较大变形条件下发生剪切和错移。

2.2.2 片层α相解体及球化过程

α片层断裂及球化是一个复杂的过程，目前，对于球化机制并没有统一的模型。WESS等[13]和STEFANSSON 等[14]提出了晶界分离模型，SESHACHARYULU等[10−12]提出了动态再结晶模型，POTHS等[15]认为该过程类似于几何动态再结晶[16−17]模型。本文作者观察到片层 α相解体及球化过程与WESS等[13]提出的晶界分离模型类似。首先，由于剪切力或动态回复，形成亚晶界；然后，在亚晶界(α/α)和相界(α/β)张力的共同作用下，在 α/α 和 α/β 交汇处形成热凹槽(如图5(b)箭头所示)，由于热凹槽的存在，使得三叉点的二面角 2θ小于 180°，使平直的晶界变为锯齿状(见图5(b)和(c))。热凹槽(锯齿)的形成过程可用示意图6表示，其形成原因可以用式(1)表示：

图5 TC21钛合金经温度为990 ℃、应变为0.92变形后的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

图6 三叉点处界面和亚晶面张力平衡图Fig.6 Surface tension balance of interphase interface and sub-boundary

式中：αα/和βα/分别表示α/α界面能和α/β界面能；2θ是二面角。一般地，βαγ/为恒定值，αα/越大则二面角越小，形成的锯齿越深(热凹槽越深)；当亚晶界大于15°后，αα/值与晶界角大小无关，即靠增大晶界角促使α/α界面分离作用是很有限的。但是，由于锯齿的存在，使得三叉点处的二面角2θ小于π，然后晶界滑移产生。当界面能较高时，晶界滑移产生；反之，当界面能较低时，晶界滑移驱动力小，故物质迁移起主导作用。

在 TEM 观察中，并未发现晶界滑移，因而在该实验条件下，α/α界面分离以物质迁移为主。由于热凹槽的存在，在近邻或远离热凹槽处形成化学势梯度，该梯度的存在驱使物质发生迁移，进而远离热凹槽，故二面角进一步减小，β相楔入加深，最终穿过α片层。当变形温度较高时，元素扩散速率大，故在较高温度，更易发现α片层发生断裂、球化。

3 结论

1) 加工温度、变形量对具有片层α的TC21钛合金组织有显著影响：当加工温度为990 ℃、应变不小于0.51时，片层α相发生断裂、球化；当应变为0.92，加工温度不小于950 ℃时，片层α相发生断裂、球化；当变形温度低于910 ℃时，片层α相发生弯曲、扭折。

2) 片层α TC21钛合金球化过程通过动态回复或是晶界滑移使得片层α中形成α/α界面；在高温时，由于相界面表面张力与亚晶界表面张力作用，在 α/α界面和 α/β界面交汇处形成热凹槽，β相沿热凹槽楔入片层α，片层α解体；通过物质末端迁移，发生球化。

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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

国家重点基础研究发展计划资助项目(2007CB613807)

2010-01-06；

2010-05-20

赵永庆，教授；电话：029-86231078；E-mail: trc@c-nin.com

(编辑 李艳红)