应变速率对Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si合金超塑行为及微观组织演变的影响

《Journal of Alloys and Compounds》：Effect of strain rate on the superplastic behavior and microstructural evolution of Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si alloy

　　

摘要

本文在870–950 °C的温度范围和5.0×10??–5.0×10?3 s?1的应变速率范围内，系统研究了应变速率对Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si合金超塑性和微观组织演变的影响。结果表明，在910°C和1.0×10?? s?1条件下，合金达到了最大延伸率523.3%，应变速率敏感指数超过0.4。变形过程中，初生α相经历了伸长、细化、粗化和转变为β相的过程。随着应变速率降低，初生α相的晶粒尺寸和含量呈现"V"形变化，而长宽比则持续降低。初生α相经历了动态回复（DRV）、连续动态再结晶（CDRX）和晶界滑移（GBS），其中CDRX和GBS随应变速率增大而增强。此外，CDRX通过增加大角度晶界（HABs）的比例促进了GBS，这种协同效应促进了超塑性变形，同时显著弱化了织构强度。值得注意的是，在中等应变速率1×10?? s?1下，初生α相变得细小且等轴，α/β比约为50:50，这有利于超塑性变形。在此条件下，平衡的DRV和CDRX为大角度晶界的形成提供了储能，并为晶粒转动和晶界滑移提供了充足的时间。此外，Pris<a>、Pyr<a>和Pyr-1<c+a>滑移系同时被激活，多滑移协调增强了晶间变形相容性和均匀性。

引言

钛合金因其高比强度、优异的高温强度、低密度和卓越的耐腐蚀性，已成为航空航天行业关键结构件的必备材料[1], [2], [3]。然而，在传统成形条件下，其高变形抗力和低延展性使其难以满足大型复杂构件的高精度成形要求[4]。超塑性成形提供了一种克服钛合金这些缺点的有效途径，为这类复杂构件的精密成形提供了可行的技术路线[5], [6]。由于钛合金对变形温度和应变速率等加工参数非常敏感，这些条件直接决定了微观组织演变和力学性能[7], [8]。因此，系统研究不同变形条件下Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si（Ti6242S）合金的超塑性，对于精确控制成形过程、确保构件质量具有重要的工程意义。

在超塑性变形过程中，多种机制协同激活，主要表现为晶界滑移（GBS）、位错运动和动态再结晶（DRX）[6], [9], [10], [11]。DRX通过反复的形核和生长不断细化晶粒，作为一种重要的微观组织调节机制，不仅为GBS提供了更多路径，还有助于维持微观组织的稳定性。对于GBS而言，它涉及相邻晶粒沿晶界的相对运动，由于特定的晶间相互作用，该过程不会引起晶粒破碎或严重的晶格畸变。位错运动，如滑移、攀移和交叉滑移，通过协调晶粒转动和晶界迁移来促进应力均匀化并抑制局部畸变[12]。除了这些变形机制外，α相的形貌特征、尺寸和空间分布也起着决定超塑性的作用[13], [14]。尽管已取得相当可观的进展，但Ti6242S钛合金超塑性的基本机理仍然有待阐明。因此，迫切需要进一步深入探索其变形机制。

目前，大量研究致力于阐明不同合金的超塑性和变形机制。Wang等人[15]研究了细晶Ti-6Al-4V薄板的超塑行为，发现在810°C和5×10?? s?1条件下实现了816%的最大延伸率。Demirel等人[16]研究了Ti-6Al-4V薄板的高速超塑性成形性能和变形机制，结果表明温度从870°C升高到910°C时，超塑性成形性能呈下降趋势。Liu等人[17]研究了近α型TA32合金在超塑性条件下的宏观力学行为和微观组织演变，发现主要变形机制为GBS。该工作主要关注超塑性变形过程中大角度晶界（HAGBs）的滑移，但对多种机制的协同作用关注较少。Zhang等人[18]探讨了氢含量对Ti-4.5Al-3V-2Mo-2Fe合金超塑性的影响，揭示了添加0.1 wt%氢可以促进DRX并显著抑制晶粒过度生长。Zhang等人[19]研究了晶粒尺寸对亚稳态β型钛合金超塑行为的影响，发现在粗晶条件下（>3 μm），塑性变形由GBS、连续动态再结晶（CDRX）和动态相变协同贡献。Tian等人[20]对SP700钛合金进行了超塑性拉伸试验，发现在740–780°C的温度范围和5×10??–5×10?3 s?1的应变速率范围内，主要变形机制为GBS，而在800°C和1×10?? s?1条件下则转变为位错滑移。Yakovtseva等人[21]表明，Al-Mg基合金中的超塑性流动是由GBS和晶内位错滑移之间的协同相互作用所协调的。

虽然上述工作为理解近α型Ti6242S钛合金的超塑性和微观组织演变奠定了基础，但仍存在关键的知识空白。具体而言，在α+β区域超塑性变形过程中，DRX、GBS、滑移活动和α/β相动态平衡之间的竞争与耦合机制，以及它们与应变速率的内在相关性，仍然有待阐明。此外，这些机制的复杂相互作用可导致应变速率敏感指数（m）的非均匀波动，从而显著影响材料的均匀变形能力、流动应力和成形窗口。因此，应变速率对Ti6242S合金超塑行为和微观组织演变的影响有待进一步澄清。

为此，本文在870–950 °C的温度范围和5×10??–5×10?3 s?1的应变速率范围内，利用光学显微镜（OM）和EBSD观察，系统研究了应变速率对动态回复（DRV）、DRX、GBS和滑移活动的影响，以及它们对最终微观组织特征的耦合效应。本工作的成果有望为近α型Ti6242S合金构件超塑性成形的优化提供技术指导。

章节片段

实验方法

实验所用材料为锻造Ti6242S合金。合金的β相转变温度确定为1010–1015 °C。如图1(a)所示，初始微观组织主要由等轴初生α相组成，并伴有少量转变β基体。使用Image-Pro-Plus软件进行定量图像分析，显示初生α相含量为88.7%，平均晶粒尺寸约为20.6 μm。初始微观组织的EBSD表征为

变形参数对流变应力的影响

图2展示了Ti6242S合金在不同超塑性拉伸条件下的真应力-应变曲线。显然，在整个变形过程中，应变硬化和动态软化同时发生，曲线形状由这两种机制之间的竞争决定。该过程包括四个阶段：弹性阶段、稳态阶段、准稳态阶段和颈缩断裂阶段。这些阶段直接反映了微观组织的演变：初始硬化源于位错

动态再结晶

CDRX是高温塑性变形过程中一种关键的软化机制。该过程涉及晶内小角度晶界（LAGBs）的逐步累积，随后演变为大角度晶界（HAGBs）。通常将10–15°的取向差角视为亚晶转变为再结晶晶粒的阈值[33], [34]。

图8展示了沿白色线方向测量的晶内取向差的分布

结论

• (1)
  在超塑性变形过程中，峰值应力随应变速率降低而减小，而变形激活能随应变速率增大先升高后降低。合金在所有拉伸条件下均表现出优异的塑性，延伸率始终超过130%。在910°C和1.0×10?? s?1条件下，合金达到了523.3%的最大延伸率，应变速率敏感指数大于0.4，峰值变形激活能达到453.1

CRediT作者贡献声明

桑俊：验证、数据整理。邹杨猛：验证、数据整理。吴舒婷：验证、调查研究。董仙娟：指导、调查研究。魏康：方法学、调查研究。黄龙：撰写—初稿、概念化。

利益冲突声明

作者声明，他们没有已知的影响本文所报告工作的竞争经济利益或个人关系。

致谢

本工作受国家自然科学基金（资助号52565045, 52301152, 52465047）、江西省赣鄱人才支持计划重大学科方向学术技术带头人培养计划（资助号20243BCE51142）、江西省自然科学基金（资助号20232BAB214009）、九江市重点研发计划—研发投入专项（2025_001188）资助。

黄龙|邹杨猛|桑俊|张天柱|董仙娟|吴舒婷|魏可|魏康

南昌航空大学 材料科学与工程学院，南昌 330063，中国