Deformation behaviour and deformation kinetics of technical pure titanium and the titanium alloy TiAl6V4 in the range of low homologous temperatures from 0,22 (150°C) to 0,48 (650°C)

Das Verformungsverhalten und die Verformungskinetik von technisch reinem Titan (Ti-2) und der Titanlegierung TiAl6V4 wurde im Temperaturbereich von 150°C bis 650°C (entsprechend niedrigen homologen Temperaturen von 0.22 bis 0.48) untersucht. Ti-2 ist im Gegensatz zu TiAl6V4 rekristallisiert mit großen Körnern (ca. 50 µm) und geringer Ausgangsversetzungsdichte. Der Gehalt an Fremdatomen ist sehr gering (0.5 at.-%). Ti-2 zeigt je nach Temperaturbereich stark unterschiedliches Verfestigungsverhalten, das bei niedrigen bis 350°C von einer starken Zunahme von Verformungszwillingen im Druck charakterisiert ist. Diese Zwillinge führen zu einem lokalen Anstieg der Versetzungsdichte, was sich in der im Druck gegenüber dem Zug, in dem keine Zwillinge beobachtet werden, deutlich höheren Festigkeit ausdrückt. Während der Verformung bildet sich eine Subkornstruktur aus; die Versetzungsdichte steigt. TiAl6V4 ist (ultra-)feinkörnig (< 1 µm) mit hoher Ausgangsversetzungsdichte und besteht aus der hexagonalen alpha-Phase und der kubisch raumzentrierten beta-Phase. Aufgrund der starken Vorverformung besitzt TiAl6V4 das Potential zur Entfestigung. Der experimentell beobachtete Übergang zwischen Ver- und Entfestigung im Laufe der Verformung lässt sich aber nicht allein mit den spannungsabhängigen Änderungen der Versetzungs- und Subkornstruktur korrelieren; vielmehr müssen andere mikrostrukturelle Einflüsse, insbesondere dynamische Reckalterung mit berücksichtigt werden. Signifikante Einflüsse von Phasenstruktur und Textur auf die Verformung von TiAl6V4 sind nicht erkennbar. Die feine Kornstruktur bei TiAl6V4 führt im Bereich hoher Temperaturen und niedriger Spannungen zu superplastischem Verformungsverhalten. Bei 650°C ist bei TiAl6V4 zusätzlich mit zeitabhängiger Verfestigung aufgrund von Randschichtaufhärtung durch Oxidation zu rechnen. Beide Titanlegierungen zeigen als Gemeinsamkeit das Auftreten von dynamischer Reckalterung. Diese führt zu einem ausgeprägten Übergang im stationären Verformungsgeschwindigkeit-Spannung-Zusammenhang, der Bereiche unterschiedlicher Modi der Versetzungsbewegung (mit und ohne Fremdatomwolke), ausgedrückt durch niedrige und hohe Spannungsexponenten, trennt. Bei Ti-2 ist dies ein Knick, bei TiAl6V4 ein kontinuierlicher Übergang auf einen vertikalen Verlauf, dem Power-Law-Breakdown. Entlastungen im Bereich der dynamischen Reckalterung zeigen bei beiden Legierungen ähnliches Übergangsverhalten mit lokalen Verformungswiderstandsmaxima, die auf Bildung von Fremdatomwolken zurückgeführt werden können. Der Power-Law-Breakdown bei TiAl6V4 ist als Kombination von dynamischer Reckalterung und spontaner Versetzungsannihilation interpretierbar. Aufgrund der stärkeren Versetzungs- und Mischkristallhärtung ist die Festigkeit von TiAl6V4 deutlich höher als bei Ti-2. Das Spannungsrelaxationsverhalten von TiAl6V4 lässt sich durch den stationären Verformungsgeschwindigkeit-Spannung-Zusammenhang beschreiben und wird auf Versetzungsaktivität zurückgeführt. Bei Ti-2 liegt die Verformungsgeschwindigkeit-Spannung-Kurve bei Relaxation unterhalb der des maximalen Verformungswiderstandes, was mit niedriger Versetzungsdichte und Erholungsbehinderung durch reduzierte Versetzungsquellenaktivität erklärt werden kann. Das Verformungsverhalten von Ti-2 und TiAl6V4 kann mit den in der Arbeit vorgestellten Modellen zufriedenstellend beschrieben werdenThe deformation behaviour of the titanium alloys Ti-2 and TiAl6V4 was investigated in the temperature range from 150°C to 650°C (meaning low homologous temperatures from 0.22 to 0.48). Ti-2 is recrystallized with large grains (50 µm) and small initial dislocation density. The interstitial content is very small (0.5 at.-%). Dependent on the temperature range Ti-2 shows a distinct different work hardening behaviour characterized by increased number of deformation twins during compression at low temperatures. These twins lead to a local increase of dislocation density resulting in a higher strength in compression compared to tension, where no twins were found. During deformation a subgrain structure builds up and the dislocation density increases. TiAl6V4 is (ultra-)fine grained (< 1 µm) with high initial dislocation density and consists of two phases (hcp alpha- and bcc beta-phase). As a result of the strong predeformation during manufacturing TiAl6V4 has the potential for work softening. The experimentally observed transition between work hardening and work softening during deformation can not alone be explained by the stress-dependent changes of dislocation and subgrain structure; in fact other microstructural factors, especially dynamic strain ageing, have to be considered. Significant influences of phase structure and texture on the deformation behaviour of TiAl6V4 were not observed. The fine grain structure of TiAl6V4 leads to superplastic deformation behaviour at high temperatures and low stresses. At 650°C additional time dependent hardening due to edge layer oxidation is found in TiAl6V4. Both titanium alloys show the occurrence of dynamic strain ageing leading to a distinct transition in the stationary strain rate-stress-plot related to the regions of different modes of dislocation movement (with and without clouds of solutes) expressed by low and high stress exponents. For Ti-2 this is a sharp kink, for TiAl6V4 a continuous transition towards a vertical strain rate-stress-curve, the power-law-breakdown. In the range of dynamic strain ageing load reductions show similar transition behaviour for both alloys with local maxima of deformation resistance related to formation of clouds of solutes. The power-law-breakdown of TiAl6V4 can be interpreted as a combination of dynamic strain ageing and spontaneous dislocation annihilation. As a result of the strong dislocation and solid solution hardening the strength of TiAl6V4 is higher than for Ti-2. The stress relaxation behaviour of TiAl6V4 can be described by the stationary strain rate-stress-relationship and is explained by dislocation activity. For Ti-2 the strain rate-stress-curve of stress relaxation lies under the curve for the maximal deformation resistance. This can be explained by low dislocation density and restricted recovery due to reduced activity of dislocation sources. The deformation behaviour of Ti-2 and TiAl6V4 can satisfactorily be calculated by using the models of this work