近α型钛合金是制造航空发动机重要结构的材料，主要用于航空发动机压气机盘件、机匣等，能显著提高压气机增压比，提高效率[1-4]。IMI834钛合金是一种具有优异综合性能的近α型钛合金，是一种航空发动机用耐550～600 ℃高温钛合金，在航空航天领域具有广泛的应用前景[5-6]。IMI 834合金由于Al当量高，α+β两相区狭窄，导致合金锻造成型窗口小，因此合金组织性能对锻造工艺参数敏感。随着发动机结构设计整体化、轻量化发展，涡轮前温度提升，压气机盘、机匣等材料尺寸增大、截面尺寸变化大，导致盘件组织均匀性控制难度提升[7-8]。
钛合金的微观组织与织构特征对力学性能具有重要影响，尤其是在热加工过程中，动态再结晶与回复行为直接决定了最终组织的均匀性和性能稳定性[9-11]。陈蓬等[12]研究了TA18钛合金的高温变形行为，热模拟压缩实验表明，随着温度升高，合金发生同素异构转变，合金组织由等轴组织转变为网篮组织。朱文进等[13]对近α型Ti-1100合金的热压缩试验进行了有限元分析，结果表明，试样在低温高应变速率下不均匀变形程度较大，而在高温低应变速率下，内部变形相对均匀，且两种变形条件下α晶粒的形貌具有较大差异。Xiao等[14]对近α型TA15钛合金的热压缩过程进行了有限元模拟，结果表明轴向温差随着样品纵横比的增加而逐渐减小，同时样品膨胀，导致沿径向的温度梯度增加。因此，钛合金的热变形过程对组织调控极为重要，对钛合金的拉伸性能有着决定性作用[15-16]。等温锻造作为一种重要的热加工工艺，可通过控制温度与应变条件调控组织演变[17-18]。但目前针对IMI834合金在高温变形过程中的组织与织构演化机制尚缺乏系统研究。因此，本文以IMI834钛合金为例，系统研究近α型钛合金两相区锻造过程中合金的流变行为，研究锻造温度对单向热压缩宏观及微观组织特征的影响。
本研究通过等温单向压缩实验，结合有限元模拟，分析不同温度(990、1 000及1 010 ℃)下IMI834合金的应变场与温度场分布，并利用光学显微镜(optical microscope,OM)和电子背散射衍射(electron backscatter diffraction,EBSD)技术对压缩后试样的不同区域进行组织与织构表征，旨在揭示温度对动态再结晶行为、初生α相演变及织构形成的影响规律，为优化IMI834钛合金的热加工工艺提供理论依据。
1 实验材料与方法
研究用IMI834合金棒材的直径为250 mm，如图1所示。棒材经过了3次真空自耗熔炼、开坯锻造和反复墩拔(将此状态试样称为原始态)。利用线切割在棒材上截取直径为100 mm的圆柱型试样，在630 T等温锻造压机上进行等温单向压缩实验，模具预热温度为600 ℃，样品在箱式电阻加热炉中加热至锻压温度后放置在压机平板模具上进行匀速下压。锻压温度为990、1 000及1 010 ℃，下压量和下压速率分别为50%和3 mm/s。在锻后的饼坯样品上进行取样，用于研究显微组织及织构演变规律，样品的取样位置如图2所示。试样腐蚀后(腐蚀剂体积比为HF∶HNO3∶H2O=1∶3∶6)，通过SDPTOP ICX4IM金相显微镜进行组织观察。EBSD试样通过电解抛光对表面进行处理，随后采用Crossbeam550型号扫描电子显微镜进行EBSD表征。
图1 IMI834合金棒材试样：(a)单向压缩样品取样位置；(b)直径为250mm的棒材
Fig.1 IMI834alloy rod:(a)sampling location of unidirectional compression samples;(b)rod with a diameter of250mm
图2 单向压缩后的饼坯试样上的显微组织取样示意图
Fig.2 Schematic diagram of microstructure sampling regions on a sample after unidirectional compression
采用ABAQUS有限元软件对单向压缩实验进行模拟，分析压缩过程应力应变及温度场的变化。坯料与模具的三维几何模型在ABAQUS CAE中绘制，如图3所示，设定上、下模具为不可变形的刚体，接触方式为硬接触。坯料直径为100mm，下压速率为3 mm/s，变形温度为990～1 010 ℃，变形量为50%。IMI834合金密度为4.5 g/cm3，弹性常数、热物理常数及热膨胀系数随温度的变化如图4所示。建模时初始与边界条件设置为：环境温度25 ℃，模具温度600 ℃，工件与模具的摩擦系数为0.3，模具与坯料之间的换热系数为10mW/(mm2·K)，坯料离散为1 600个CAX4RT单元，上下模分别离散为561个CAX4T单元，最小网格尺寸为1.25mm。
图3 坯料与模具的三维几何模型
Fig.3 3D geometric models of the blank and the mold
图4 IMI834合金有限元模拟参数：(a)热导率及比热；(b)弹性模量及泊松比；(c)线膨胀系数
Fig.4 Finite element simulation parameters of the IMI834alloy:(a)thermal conductivity and specific heat capacity;(b)elastic modulus and Poisson's ratio;(c)linear expansion coefficient
2 实验结果及讨论
2.1 等温单向压缩过程模拟
单向压缩实验模拟结果如图5所示，变形后的工件呈鼓形，与实际金属变形特征一致。在不同的变形温度下，试样在大变形区、小变形区及变形死区的等效应变分布基本相同。表明在相同的变形量下，试样的变形温度不会对试样的变形均匀性造成显著影响。应变小于20%的区域深度沿横纵方向不超过截面厚度的1/3，合金锻透性良好。试样在不同变形温度下的温度场分布相似，即温度场沿试样的中心线呈对称分布。试样端部与上、下模具接触的区域温度降低最快，两侧温度降低相对较慢，而工件内部则存在局部区域温度升高现象。下压过程中，模具保持600 ℃，棒材纵向截面80%以上区域温度保持一致，温度梯度主要集中在变形死区边缘，试样表层与心部的温差较大。
图5 不同变形温度下单向压缩的模拟图：(a,c,e)990、1 000、1 010 ℃下等效应变场；(b,d,f)990、1 000、1 010 ℃下温度场分布
Fig.5 Simulation diagrams of unidirectional compression under different deformation temperatures:(a,c,e)equivalent strain field at 990,1 000,1 010 ℃ respectively;(b,d,f)temperature field distribution at990,1 000,1 010 ℃ respectively
2.2 温度对单向压缩显微组织的影响
原始状态的试样组织如图6所示。棒材宏观组织模糊均匀，属于典型的锻态组织(图6a)。图6b～d表明高倍组织为典型双态组织，初生α相等轴化良好，次生α片层集束直径约50 μm，均匀细小。不同区域的微观组织没有较大的差异，较为均匀。
图6 显微组织表征：(a)原始态宏观组织；(b～d)不同区域微观组织
Fig.6 Microstructural characterization:(a)macrostructure in the as-received state;(b～d)microstructure of different areas
图7为990 ℃单向压缩的宏观组织及不同区域的微观显微组织。相比于原始试样模糊、细小的双态组织，990 ℃单向压缩后棒材组织向半清晰化转变。同时，试样截面上形成了锻造流线，靠近上端变形死区流线方向沿下压纵向分布，中部大变形区域流线方向沿延展横向分布，整体呈双曲线型(图7a)。结合图5a和b的模拟结果可知，心部大变形区域存在温升现象，宏观组织未发现明显的原始β晶粒再结晶或异常长大现象。
图7 990 ℃单向压缩试样的显微组织：(a)宏观组织；(b～k)不同区域显微组织
Fig.7 Microstructures oftheunidirectionalcompressed sample at990 ℃:(a)macrostructure;(b～k)microstructures of different areas
对比不同区域高倍组织可得，整体初生α相含量在50%～60%。靠近上、下两端变形死区的组织在变形过程中被拉长，形成长棒状初生α相，板条状次生α片层发生明显的破碎和扭曲，初生α相含量与原始组织状态相当。相比之下，中部大变形区域的初生α相发生了不同程度的破碎。从心部到边部，α相尺寸从10～30 μm逐步恢复增加至初始状态约50 μm的水平。此外，次生α片层组织破碎更加剧烈，尤其是饼坯中心位置的中1，次生α片层组织已经完全破碎。可知在990 ℃压缩过程组织整体以变形和破碎为主，没有发生明显的动态再结晶，除心部大变形区外，初生α相没有明显的细化和球化。
图8为1 000 ℃单向压缩的宏观组织及不同区域的微观显微组织。相比棒材初始组织和990 ℃变形的宏观低倍组织，在1 000 ℃时，图8a中的宏观组织清晰化程度没有明显增加，但流线更加明显，主要原因是相邻流线之间组织腐蚀后衬度差异增加。这种衬度差主要与组织取向有关，受动态再结晶影响显著。靠近上下端面的变形死区，流线沿下压方向平行分布。在心部大变形区，流线沿径向分布，并在鼓肚区域形成闭环。鼓肚区域为自由变形端，变形量较小。对比高倍显微组织可得，不同区域初生α相含量略有下降(基本保持在40%～50%水平)，表明随着锻造温度升高，初生α相溶解。不同区域初生α相沿流线方向变形，呈长短不一的棒状。此外，上下两端靠近变形死区位置次生α相集束仅发生轻微弯曲和破碎，而心部大变形区的次生α片层组织则发生剧烈扭折和破碎，整体未发生球化。
图8 1 000 ℃单向压缩试样的显微组织：(a)宏观组织；(b～k)不同区域显微组织
Fig.8 Microstructures of the unidirectional compressed sample at 1 000 ℃:(a)macrostructure;(b～k)microstructures of different areas
图9为1 010 ℃单向压缩的宏观组织及不同区域的微观显微组织。相比棒材初始组织、990和1 000 ℃变形的宏观低倍组织，在1 010 ℃时，宏观组织已经呈现明显的半清晰化特征，锻造流线密集程度下降，且变形死区范围明显减小，试样整体流变现象加剧。对比高倍显微组织表明，不同区域初生α相含量明显下降(保持在30%～40%)。随着锻造温度升高，初生α相溶解程度增加。此外，次生α相集束明显，可以推测在变形过程中发生了动态再结晶。由于次生α相通常会优先溶解，同时β基体再结晶后在冷却过程中次生α相二次析出，形成细小交错的集束，约50 μm。上下两端靠近变形死区位置的初生α相球化程度提高，上端靠近心部位置变形量最小，仍残留少量短棒状初生α相。中部和下端整体高倍组织差异不明显，初生α相部分溶解后，整体尺寸减小，但不同α相颗粒之间尺寸和分布不均匀，表明在变形过程中尚未完全球化。
图9 1 010 ℃单向压缩试样的显微组织：(a)宏观组织；(b～k)不同区域显微组织
Fig.9 Microstructures of the unidirectional compressed sample at 1 010 ℃:(a)macrostructure;(b～k)microstructures of different areas
2.3 温度对单向压缩织构的影响
显微组织和模拟结果表明，在不同温度下，心部大变形区因锻造坯料尺寸较大导致温度场、应变场出现梯度变化，心部处于高温、高变形速率、大变形条件，边部相对温度、变形速率和变形量较低，而1/2R附近区域温度与心部接近，但变形量和变形速率有所下降。为了进一步分析材料压缩过程中的动态再结晶行为，对不同变形温度下的心部、1/2R及边部位置(对应取样位置分别为T1、C2及C4)的显微组织微区织构进行分析，如图10～12所示。
图10 990 ℃单向压缩后试样的IPF图及极图：(a,b)心部；(c,d)1/2R处；(e,f)边部
Fig.10 IPF maps and pole figures of the sample after unidirectional compression at990 ℃:(a,b)center;(c,d)1/2R;(e,f)edge
990 ℃下试样单向压缩的EBSD表征如图10所示。反极图(inverse pole figure,IPF)及极图的结果表明，心部大变形区形成了织构，在{0001}方向极图出现较大的强度峰值，达到6.95。这是因为在大变形过程中，由于锻造温度相对较低，材料流动性则相对偏低，晶粒沿径向被拉长变形，导致局部织构强度较高。这些织构起源于压缩时晶粒的晶粒转动，是一种形变织构[9]。心部基本未发生动态再结晶，局部变形剧烈发生动态回复，形成小角度晶界聚集区，小角晶界占比约60.4%。由此表明，心部微区织构较强且小角晶界数量多，累积变形后小角晶界密度持续增加，可能导致形成伪粗大晶粒。因此，在990 ℃下心部组织以动态回复机制占据主导，α相内部聚集小角亚晶界，但动态再结晶已经开始形核。
相比心部组织，1/2R处织构更加均匀，但仍存在微区织构，织构强度峰值达到4.47，但较心部织构强度下降。由于1/2R处的变形程度增大，变形储能变大，因此，材料内部的位错密度变大，更有利于动态再结晶的发生。此外，1/2R处温度的升高也促进了动态再结晶的发生[19]。动态再结晶现象发生在原始β晶粒边界，形成典型的“项链”组织，大角度晶界占比提升至61.9%，动态再结晶机制替代动态回复机制占据主导地位[20]。1/2R区域大角度晶界占比增加，动态再结晶加强，累积变形形成伪大晶粒风险减小。由于再结晶晶粒的取向是随机分布的，因此动态再结晶发生使试样的织构强度显著下降。
边部区域变形程度较小，且冷却速度较快，因此整体组织未发生明显的回复或再结晶。小角晶界占比约41.4%，极图中在{0001}方向仍然存在织构强度峰值8.59。这主要是由于试样边部晶粒沿流线方向拉长，形成较强的织构。边部基本与初始试样组织状态相当，整体未发生明显的回复或再结晶。虽然边部的温度较小，但是其晶粒整体统一方向发生变化，且其温度比心部高，加强了变形中组织的流动性，但并未达到再结晶温度。因此边部的织构强度峰值比心部及1/2R处高。
当变形温度升高至1 000 ℃时，试样单向压缩的EBSD表征如图11所示。结果表明，由于温度增加，心部区域动态再结晶更加明显，晶界附近出现细小晶粒及“项链”组织，同时动态回复弱化，大角晶界占比提升至40.6%。此外，心部织构强度提高至12.51，晶粒取向更加明显。1/2R处织构强度峰值减弱至9.94，边部进一步降低至5.45。从心部向边部动态再结晶进一步加强，1/2R处大角晶界占比约63.1%，边部提升至64.4%。从IPF中可以看出1/2R处的晶界周围有细小晶粒形核，部分晶粒已长大。边部再结晶进一步加强，组织内部出现大量细化的再结晶晶粒。由此表明，随着变形温度升高，合金流动性增强，再结晶驱动力明显提升，在边部再结晶组织细化效果显著。
图11 1 000 ℃单向压缩后试样的IPF图及极图：(a,b)心部；(c,d)1/2R处；(e,f)边部
Fig.11 IPF maps and pole figures of the sample after unidirectional compression at 1 000 ℃:(a,b)center;(c,d)1/2R;(e,f)edge
当温度进一步升高至1 010 ℃(图12)，从心部到边部大角度晶界占比从67.3%提升至70.1%，心部细小晶粒从晶界处萌生并长大。1/2R处和边部动态再结晶程度加剧，部分再结晶晶粒明显长大。极图中织构强度从5.71提高至6.26，整体变化不明显。随着温度升高，再结晶激活能增加，从心部向边部，材料流动性加强，流变应力逐步释放，进一步促进再结晶发生。动态再结晶促进大角晶界形成，取向差增大，组织均匀性提升。
图12 1 010 ℃单向压缩后试样的IPF图及极图：(a,b)心部；(c,d)1/2R处；(e,f)边部
Fig.12 IPF maps and pole figures of the sample after unidirectional compression at 1 010 ℃:(a,b)center;(c,d)1/2R;(e,f)edge
综上所述，对于IMI834钛合金在990～1 010 ℃锻造变形过程中，主要以动态再结晶机制为主，随着温度升高、材料流动性增强，再结晶过程逐步加速，锻坯组织进一步细化。同时织构强度减小，组织均匀性提升。此外，在990 ℃锻造变形时，心部组织流动小，存储了大量形变能，如果反复在此工艺窗口内加工，容易累积动态回复形成的位错和亚晶界，最终从微区织构逐步扩大，形成大面积强织构区，即典型的“伪大晶粒”组织。
3 结论
(1)有限元模拟表明，在不同温度下，试样应变分布基本一致，应变梯度主要存在于表层与心部之间，合金锻透性良好，心部区域因温升效应更利于再结晶发生。
(2)变形温度显著影响了IMI 834合金在压缩过程中的微观组织演变：随着温度从990 ℃升高至1 010 ℃，初生α相含量从50%～60%降至30%～40%，且球化程度增加，动态再结晶程度增强。上下两端靠近变形死区位置次生α相破碎程度较小，而心部大变形区的次生α片层组织则发生剧烈扭折和破碎。
(3)变形温度为990 ℃时试样以动态回复为主，心部区域易积累位错和亚晶界，形成强织构(极图强度6.95)；变形温度为1 000 ℃时，再结晶更加明显，动态回复弱化，试样的整体取向性最强，心部织构强度达12.51；温度增加至1 010 ℃时，动态再结晶成为主导机制，大角度晶界占比显著增加(边部达70.1%)，织构强度减弱，组织均匀性提升。
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