2.2鍛件厚度方向顯微組織的分布規(guī)律

圖2為T(mén)i65合金餅坯鍛件不同厚度位置的顯微組織。從圖2a可以看出，等軸初生α相(a)呈橢球狀，尺寸在5~15μm之間;α_p邊緣較為光滑，存在少量尺寸較大的a，β轉(zhuǎn)變組織呈交叉排布的細(xì)密針狀結(jié)構(gòu)。隨著觀(guān)察位置逐漸遠(yuǎn)離表面區(qū)域，在20~40mm處，如圖2b~2d所示， α_p的尺寸和體積分?jǐn)?shù)略有增加，球化程度略低于表面處，邊緣的光滑程度也略有降低，形狀更加不規(guī)則;β轉(zhuǎn)變組織由針狀組織轉(zhuǎn)變?yōu)榭煞直娴陌鍡lα相，平行排布的板條α相構(gòu)成α相集束，且α相集束尺寸均隨著距表面距離的增加而增大;在原始β晶界處可以觀(guān)察到粗化的α相，并且晶界α相的厚度大于晶內(nèi)板條α相。當(dāng)觀(guān)察面接近或達(dá)到鍛件心部時(shí)，如圖2e~2f所示， α_p的尺寸繼續(xù)略有增加，平均約為20μm;α_p與晶界α相有連接并長(zhǎng)大的趨勢(shì)，β轉(zhuǎn)變組織中的板條α相進(jìn)一步粗化，板條平均厚度約1~3μm;晶內(nèi)板條α相與晶界α相的厚度接近。

Ti65合金是一種復(fù)雜組元的近a型高溫鈦合金，其組織性能對(duì)熱處理工藝比較敏感，大尺寸鍛件經(jīng)固溶時(shí)效處理后不同部位的顯微組織差異明顯，力學(xué)性能一致性較差，淬透性通過(guò)影響a片層厚度導(dǎo)致了鍛件室溫和高溫拉伸性能的分散性。相較于鍛件表面，近表面和心部區(qū)域冷卻速率降低，β轉(zhuǎn)變組織中形成網(wǎng)籃狀交叉排布的板條α相。β相從高溫經(jīng)連續(xù)冷卻發(fā)生β→α相變，α相從β相基體中析出，通常根據(jù)位置的不同，將α相分為晶界α相和晶內(nèi)的板條狀α相，由于冷卻速率較低，α相優(yōu)先在原始β晶界處形核并長(zhǎng)大，晶界α相具有很強(qiáng)的變體選擇，通常僅具有單一的晶體學(xué)取向[17-19]，且晶界α相的生長(zhǎng)速率快，因此形成了如圖2e~2f所示的厚度相同的晶內(nèi)板條α相與晶界α相。

2.3持久過(guò)程中位錯(cuò)演變規(guī)律和顯微組織分析

圖3為在650℃/240MPa條件下Ti65合金餅坯鍛件心部位置試樣經(jīng)過(guò)不同時(shí)間持久后的局部取向差

圖。當(dāng)持久時(shí)間從25h增加至75h時(shí)，局部取向差圖無(wú)明顯變化，高密度的位錯(cuò)主要集中于β轉(zhuǎn)變組織中的片狀α相，而α_p中的位錯(cuò)密度較低，見(jiàn)圖3a~3c;當(dāng)持久時(shí)間從75h增加至100~125h時(shí)， α_p 與片狀α相中的位錯(cuò)密度均顯著升高，且高密度位錯(cuò)主要集中于片狀α相界面處，見(jiàn)圖3d~3e。

圖4為不同持久時(shí)間下Ti65合金的局部取向差頻率分布圖。在持久時(shí)間25~75h區(qū)間內(nèi)，局部取向差角度偏移不明顯;在持久時(shí)間75~100h區(qū)間內(nèi)，局部取向差有著明顯的變化，即隨著持久時(shí)間的延長(zhǎng)局部取向差從小角度到大角度偏移，頻率分布的峰值呈下降趨勢(shì)。利用EBSD技術(shù)分析了合金組織中的幾何必須位錯(cuò)(geometrically necessary dislocations,GND)密度，統(tǒng)計(jì)局域取向差范圍小于2°，得到了如圖5所示的平均位錯(cuò)密度變化圖。從圖5可以看出，隨著持久時(shí)間的延長(zhǎng)，平均位錯(cuò)密度大致呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢(shì)，且在持久時(shí)間50~100h范圍內(nèi)呈線(xiàn)性增長(zhǎng)，由此可知在長(zhǎng)時(shí)間持久應(yīng)力作用下平均位錯(cuò)密度的升高可能導(dǎo)致了局部取向差分布向大角度偏移。

圖6~10為650℃/240 MPa下持久時(shí)間分別為25、50、75、100、125h時(shí)Ti65合金持久試樣的TEM照片。從圖6可以看出，持久時(shí)間為25h時(shí)，位錯(cuò)主要集中分布在片層α相中，大部分位錯(cuò)雜亂相互纏結(jié)，硅化物(Ti,Zr)3Si、(Ti,Zr)5Si3和(Ti,Zr)6Si3析出相[20]沿著片層邊緣分布呈橢球狀(圖6a、6b)，但是在較寬的片層中發(fā)現(xiàn)少量平直位錯(cuò)(圖6c);在圖6d中觀(guān)察到a片層內(nèi)部存在層錯(cuò)，且未與兩側(cè)邊界接觸，層錯(cuò)區(qū)域?qū)挾燃s為60nm。從圖7a可以看出，持久時(shí)間為50h時(shí)，β轉(zhuǎn)變組織中α/β相界部分消失，只剩少量的桿狀硅化物在相界分布，其長(zhǎng)軸方向與界線(xiàn)一致。由于相界面的消失，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙減小，位錯(cuò)可以直接穿過(guò)相界。圖7b中還有一些完整的α/β相界，位錯(cuò)聚集在相界處。圖7c中有極少量的平直位錯(cuò)。由圖8a可知，持久時(shí)間為75h時(shí)，片層內(nèi)部的位錯(cuò)呈雜亂分布，且位錯(cuò)密度較高。

從圖8b可觀(guān)察到位錯(cuò)被相界阻礙，形成由平行排列的位錯(cuò)組成的位錯(cuò)墻。在圖8c中，片層內(nèi)部出現(xiàn)平直位錯(cuò)且位錯(cuò)長(zhǎng)度基本與片層厚度一致，但并未穿過(guò)相界。從圖9a、9b可以明顯看出，持久時(shí)間為100h時(shí)，高密度位錯(cuò)在片層內(nèi)部紊亂分布，且位錯(cuò)終止于界面處，說(shuō)明硅化物對(duì)位錯(cuò)有著明顯的釘扎作用。圖9c中依然能夠觀(guān)察到少量的平直位錯(cuò)。從圖10a可以看到，持久時(shí)間為125h時(shí)，片層內(nèi)部基本為呈網(wǎng)格狀排列的平直位錯(cuò)，且位錯(cuò)密度較高。但是大部分片層組織中，基本為相互平行排列的平直位錯(cuò)，如圖10b、10c所示，α相中平直位錯(cuò)連續(xù)分布在α/β相界，說(shuō)明平直位錯(cuò)可以通過(guò)滑移穿過(guò)相界而在整個(gè)集束中運(yùn)動(dòng)。從圖10d中觀(guān)察到，平直位錯(cuò)也可以通過(guò)滑移穿過(guò)硅化物，即使少部分位錯(cuò)被硅化物阻礙，但大部分位錯(cuò)可以直接穿過(guò)硅化物。

圖11和圖12為650℃/240 MPa下持久時(shí)間分別為25h和125h時(shí)Ti65合金持久試樣中a片層的選區(qū)衍射花樣及暗場(chǎng)像。如圖11和圖12所示，從持久初期至持久后期，均能夠觀(guān)察到a片層內(nèi)的a2相(D019型長(zhǎng)程有序相)密集分布在位錯(cuò)周?chē)?/p>

岳顆等人[21]研究表明，Ti65合金在初級(jí)蠕變階段，a2相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用更大，在穩(wěn)態(tài)蠕變階段，沿著α/β相界分布的硅化物限制了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)與晶界滑移,對(duì)合金強(qiáng)化起主要作用。而本研究的核心為T(mén)i65合金的持久斷裂行為，二者同屬蠕變變形的范疇，區(qū)別僅在于持久試驗(yàn)的載荷較大，材料變形機(jī)制由蠕變條件下的擴(kuò)散位錯(cuò)機(jī)制為主變?yōu)槲诲e(cuò)蠕變機(jī)制為主。通過(guò)對(duì)不同持久時(shí)間下位錯(cuò)密度和形貌的研究可知，隨著變形量的增大，不僅存在晶界協(xié)調(diào)變形，晶內(nèi)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生的變形也急劇增加，這也印證了圖3中高密度位錯(cuò)多集中于片狀α相界面處，位錯(cuò)在大顆粒硅化物處大量聚集后，基體與硅化物脫粘或硅化物發(fā)生破裂，在材料內(nèi)部過(guò)早產(chǎn)生顯微空洞，這些空洞相互連接最終導(dǎo)致樣品斷裂[22]。另外，持久初期至持久后期均可以看到片層內(nèi)的a2相在位錯(cuò)周?chē)芗植迹梢哉J(rèn)為晶內(nèi)的a2相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有明顯的阻礙作用。因此，雖然鍛件心部的高溫拉伸強(qiáng)度降低，但在位錯(cuò)蠕變變形機(jī)制下，細(xì)片層組織α/β相界多，大部分雜亂相互纏結(jié)的位錯(cuò)最終聚集在α/β相界處，在大應(yīng)力載荷條件下，持久后期α/β相界面處大量硅化物對(duì)持久性能的作用可能是負(fù)面的，反之鍛件心部的厚片層α相中位錯(cuò)組態(tài)主要為少量的平直位錯(cuò)，內(nèi)部彌散分布的a2相有利于提高持久性能。

3、結(jié)論

(1)Ti65合金大厚截面的鍛件從邊緣到心部，拉伸和持久性能均存在一定的差異，室溫和650℃抗拉強(qiáng)度分別由 1203 MPa和 704 MPa降低至 1081 MPa和652 MPa，然后基本保持不變，相同條件下的持久斷裂時(shí)間先從60h提升到150h左右，然后保持不變。

(2)持久初期(持久時(shí)間由25h增加至75h時(shí)),Ti65合金的局部取向差圖無(wú)明顯變化，β轉(zhuǎn)變組織中的片狀α相存在高密度位錯(cuò);持久后期(持久時(shí)間由75h增加至100~125h)，等軸α相與片狀α相中的位錯(cuò)密度均顯著升高，但高密度位錯(cuò)主要集中于片狀α相界面處。

(3)大應(yīng)力持久條件下，Ti65合金位錯(cuò)可以直接穿過(guò)硅化物，片層內(nèi)的a2相在位錯(cuò)周?chē)芗植迹衿瑢应料鄡?nèi)部彌散分布的a2相有利于持久性能的提升。

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（注，原文標(biāo)題：Ti65合金餅坯鍛件持久性能及位錯(cuò)演變規(guī)律研究）