大尺寸锻造β型γ-TiAl合金的显微组织与力学性能分析

Microstructure and mechanical properties of large-size as-forged β type γ-TiAl alloy

摘要

β型γ-TiAl合金被广泛应用于复杂零件的制备，但在大尺寸单向锻造过程中显微组织和力学性能表现出显著的不均匀性。通过扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射（EBSD）和X射线衍射（XRD）分析了合金的显微组织，关注大尺寸锻造的高β相含量Ti-43Al-9V-0.2Y合金的显微组织和力学性能。研究表明，V元素的添加提高了合金的β相含量，增强了热变形能力。锻造技术在有效变形区形成了细小的等轴晶粒组织，而变形死区则仍保留了部分原始层片结构，中心区域的细小等轴晶粒赋予了合金优异的室温性能，尤其是1.42%的室温塑性。高温力学性能分析显示，Ti-43Al-9V-0.2Y合金在700~750 ℃范围内经历韧脆转变，在脆性断裂温度下具有较高的强度，主要变形机制为加工硬化。在韧性断裂温度下，合金展现出良好的塑性，主要通过动态再结晶和微孔协调变形来实现。

Abstract

β-γ TiAl alloys are extensively used in the fabrication of complex components, yet they exhibit significant heterogeneity in microstructure and mechanical properties during large-size unidirectional forging. In this study, the microstructure of the alloy was investigated by scanning electron microscopy (SEM), electron backscattering (EBSD) and X-ray diffraction (XRD), focusing on the microstructure and mechanical properties of high β-phase content Ti-43Al-9V-0.2Y alloys forged in large sizes. It was shown that the addition of vanadium (V) increased the β-phase content of the alloy, thereby improving thermal deformation capability. The forging technique produced fine equiaxed grain structure in the effective deformation zone, while the dead zone retained part of the original lamellar structure. The fine equiaxed grains in the central region endowed the alloy with excellent room-temperature properties, in particular, a room-temperature plasticity of 1.42%. High-temperature mechanical property analysis revealed that the Ti-43Al-9V-0.2Y alloy undergoes a ductile-to-brittle transition between 700 ℃~750 ℃. At temperatures conducive to brittle fracture, the alloy exhibits high strength, primarily due to work hardening; at temperatures favorable for ductile fracture, the alloy demonstrates good ductility, mainly attributed to dynamic recrystallization and microporous coordinated deformation mechanisms.

Graphical abstract

关键词

γ-TiAl合金 / 大尺寸TiAl锻造 / 显微组织 / 组织非均匀性 / 力学性能

Key words

β-TiAl alloy / large-size forging / microstructure / inhomogeneous structure / mechanical properties

作为一种新型轻质耐高温结构材料，TiAl合金具有低密度(3.9~4.2 g/cm³)、高熔点(1 460 ℃)、高强度、高弹性模量、优异的抗氧化性及抗蠕变等高温性能，在航空航天高温结构件上具有巨大的应用前景^[1]，有望部分取代较重的Ni基高温合金，从而提高航天飞行器的推重比以及燃油效率。TiAl合金中金属键和共价键同时存在，使其具有良好的高温比强度和比刚度，但其室温塑性较差(< 2%)。另外，较窄的热加工窗口严重限制了TiAl金属间化合物的应用^[2-4]。通常采用合金化、热变形（如锻造、挤压、轧制等）、热处理、显微组织调控等方法改善TiAl合金的综合力学性能^[5]。

针对TiAl合金热变形能力差的问题，提出通过增加β相含量，拓宽TiAl合金的热加工窗口，这种合金也被称为β-γ TiAl合金，受到研究者的广泛关注^[6]。在成分设计时，一般通过在合金中添加一种或几种β相稳定元素，如V、Nb、Cr、Mn等，从而提高γ-TiAl合金中的β相含量。该合金选取的Al元素含量较低，约为42~44 at%^[7-8]。添加β相稳定元素之后，合金的凝固路径由传统的包晶凝固(L → L + β → α + β → α → α + γ → α₂ + γ)变为β相凝固(L → L + β → β → α + β → α → α + γ → α₂ + γ)^[9]，这样的凝固路径避开了包晶反应，消除了包晶反应引起的成分不均匀以及元素偏析^[10]。高温下β相为无序的体心立方结构，具有大量的独立滑移系，在热变形过程中起到润滑剂的作用，促进晶界滑移和γ晶粒的转动，从而协调合金的热变形。有研究报道通过添加高含量β相稳定元素，可以增加合金中体心立方结构的β相含量，β相在室温下为有序的B2结构，在高温下为无序的软相，有利于TiAl合金的热变形行为，通过协调TiAl合金的高温变形，避免微裂纹的产生。目前，已研发典型的β-γ TiAl合金体系主要包括Ti-Al-Mn^[11-12]、Ti-Al-V^[13-15]、TNM^[16-18]等。但是由于β相稳定元素含量高，一般需要经多次真空自耗电弧熔炼(VAR)制备，该工艺制备的β-γ TiAl合金存在组织粗大、不均匀的问题，通常采用等温开坯锻造进行细化晶粒，均匀化组织^[19]，因此，本文针对β-γ TiAl合金的单向近等温锻造展开相应的研究。

铸造γ-TiAl合金经过高温锻造，粗大的柱状晶组织可以有效细化，元素偏析也得以消除，具有更加优异的综合力学性能，因而铸造TiAl合金通常要经过高温锻造开坯工艺优化其组织性能。常用的热机械变形方法包括等温锻造、包套锻造、多向锻造、单向多步锻造、热挤压、热轧制变形等^[20-21]。目前关于β-γ TiAl合金的热加工方法、变形温度以及应变速率已经进行了大量的研究^[22-24]，结果表明，温度过低或者降温速度过快会导致变形过程中锻坯开裂，温度过高或者在α单相区进行变形会导致晶粒的异常长大或者局部熔化，合金的性能明显下降。若采用低应变速率进行变形，可以有效避免微裂纹的萌生和扩展，并且显微组织得到显著优化。非等温多步锻造能够制备出具有细小晶粒的TiAl合金，其力学性能得到显著提高。多向锻造可以实现组织均匀并且晶粒得到显著细化，而单向多步锻造操作简单，一般作为轧制和超塑性成型的预变形处理，减少铸态组织中的缩孔缩松，使粗大的柱状晶演变成细小的等轴晶组织，有利于后续的高温变形。然而，单向多步锻造坯料中存在组织的非均匀性，其中变形死区基本保持铸态粗大的组织结构，因此，针对上述问题，本研究对大尺寸β-γ TiAl合金锻坯不同区域的显微组织演变以及力学性能进行了探索。选取Ti-43Al-9V-0.2Y合金为研究对象，采用不锈钢包套进行单向两步锻造，锻造前保温温度为1 230 ℃，应变速率为2×10^-2 s^-1，总变形量为80.8%，对垂直于锻造中心方向不同位置的显微组织演变和力学性能进行分析，为β-γ TiAl合金的高温变形提供理论数据支持。

1 实验方法

以海绵钛 (99.7 wt.%)、高纯铝 (99.99 wt.%)、中间合金Al-V（V含量72.48 wt.%）以及Al-Y合金（Y含量80 wt.%）为原料，采用真空自耗电弧炉熔炼(VAR)技术，制备尺寸为Φ280 mm×580 mm的Ti-43Al-9V-0.2Y合金铸锭，铸锭再经过900 ℃/72 h的均匀化热处理和1 250 ℃/175 MPa/4 h/FC (Furnace Cooling) 的热等静压 (HIP) 处理，目的是消除铸锭中的缩孔缩松、成分偏析以及残余应力等缺陷。采用线切割的方法从铸锭上切取尺寸为Φ290 mm×450 mm的圆柱形坯料，采用不锈钢材料进行包套锻造，锻造前加热温度为1 230 ℃，应变速率为2×10^-2 s^-1，总变形量为80.8%，最终获得尺寸为Φ760 mm×468 mm的锻坯（图1(a)所示）。采用线切割分别在锻饼中心垂直方向上部、中部、底部切取6 mm×7 mm×8 mm的试样进行显微组织观察，三个试样分别命名为S1、S2、S3（图1(b)所示），同时在三个区域分别切取拉伸测试试样，试样尺寸如图1(c)所示。采用60#、300#、600#、1000#和2000#的砂纸对其进行抛光打磨，去除表面的氧化皮和污渍，之后进行室温/高温拉伸力学性能测试。

采用FEI Quanta 200FEG扫描电子显微镜(Scanning electron microscope，SEM)、电子背散射衍射(Electron backscattered diffraction，EBSD)对锻态Ti-43Al-9V-0.2Y合金进行显微组织观察，试样采用1000^#砂纸进行打磨，之后进行电解抛光,其中抛光溶液配比为：60%甲醇+30%正丁醇+10%高氯酸(vol.%)，采用电压25 V，温度-20 ℃条件下进行电解抛光。TiAl合金拉伸试样断口表征采用二次电子(Secondary electrons，SE)模式。断口侧面采用背散射电子(Backscattered Electron，BSE)模式。在进行电子背散射衍射测试的过程中，预设置相包括α₂-Ti₃Al、γ-TiAl与β-Ti，扫描步长为1.3 μm。采用Panalytical X’PERT衍射仪(X-ray diffraction，XRD)对合金的物相进行鉴定分析，扫描速度为4°/min，扫描范围选为20°~90°(2θ)。

室温/高温拉伸试样尺寸为60 mm×21 mm×2 mm，标距为20 mm×21 mm×2 mm（图1(c)所示）。采用美国Instron 5569和Instron 5500R电子万能试验机，室温拉伸应变速率为1.0×10^-3 s^-1；高温测试温度分别为 700、750、850 ℃，应变速率为5.0×10^-4 s^-1。

2 实验结果

图2为锻态Ti-43Al-9V-0.2Y合金的XRD图谱，XRD图谱显示该β-TiAl合金主要由γ(TiAl)、β/B₂和α₂(Ti₃Al)相组成。γ相和β/B₂相的峰值强度都很高，而α₂相的峰值强度较低，说明合金中α₂相的含量较少。

图3为对于锻态合金Ti-43Al-9V-0.2Y的EDS相分析，其中(A)、(B)、(C)、(D)分别代表SEM图像中A、B、C、D四个点，根据元素含量，可知A为γ相，B点为β相。大量的V元素主要分布在β相中，而在γ相中含量只有8.26 wt.%。进一步说明，作为β相稳定元素，V元素的大量加入可以有效地增加TiAl合金中β相含量。另外，根据EDS分析结果可知，在合金中析出的亮白色颗粒（C点和D点所示）为YAl₂和Y₂O₃相。Y元素溶解度较低，易于与合金中的Al元素和O元素反应生成YAl₂相和Y₂O₃，并且由于Y元素含量较低，导致其在SEM-BSE图像中以亮白色斑点形式存在。

锻态Ti-43Al-9V-0.2Y合金的SEM-BSE如图4所示。大尺寸锻坯上部的S1样品仍然保持着铸锭的组织状态，具有粗大的{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片组织，层片晶团的尺寸为50~100 μm。在{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片晶团界面处分布着等轴状的γ晶粒，尺寸为几个微米（图4中的(a)和(b)所示）。而锻坯中部的区域S2的显微组织与上部S1有明显差别，铸态粗大层片组织几乎全部转变为等轴的γ晶粒，在晶界处分布着大量的β相，还有少量{\mathrm{\beta }}_{\mathrm{0}}/\mathrm{\gamma }层片组织，层片晶团尺寸为十几个微米（图4中的(c)和(d)所示）。然而在该组织中并没有观察到{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片。对于锻坯下部S3样品，其组织主要为等轴的γ晶粒，在其晶界处分布着大量的β相，仍保留了部分铸态{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片组织（图4中的(e)和(f)所示）。可以观察到组织中分布大量亮白色的颗粒，如图3 EDS分析结果所示，这些颗粒主要为含有Y元素的化合物。

图5为大尺寸锻造Ti-43Al-9V-0.2Y合金不同位置的室温拉伸力学性能测试曲线。样品S1具有高强度，屈服强度和极限强度分别达到了661 MPa和735 MPa，但其延伸率仅为0.87%。样品S2表现出了更好的塑性，延伸率为1.42%，室温的屈服强度和极限强度分别为608 MPa和698 MPa，而样品S3屈服强度与S2接近，为604 MPa，极限强度为687 MPa，延伸率为1.11%。

根据SEM显微组织分析，大尺寸锻坯中部为有效变形区域，铸态粗大的{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片组织全部转变为等轴状的γ晶粒，具有优异的室温力学性能，尤其是室温塑性达到了1.42%。为了进一步分析大尺寸TiAl合金锻坯的断裂机制，对Ti-43Al-9V-0.2Y合金锻坯中部S2室温拉伸断口进行了显微组织观察（图6所示）。断口呈现明显的脆性断裂特征，从图6(b)中可以清晰地观察到γ晶粒的解理断裂形成河流花样特征。同时由于γ晶粒及其解理面的方向具有变化性，因此低倍扫描图像显示断口表面呈现出颗粒状沿晶断裂的形貌，而未观察到沿着层片断裂的迹象。

图7为锻态Ti-43Al-9V-0.2Y合金有效变形区S2组织的EBSD表征结果。EBSD相分布图同样显示出α₂相的含量较低，与XRD图谱数据一致，含量仅为9.9%，而γ和β/B₂相的含量分别为71.1%和19%。锻态组织有效变形区以块状γ晶粒和β/γ层片晶团为主，锻坯的有效变形区发生了动态再结晶并伴随着β/γ层片组织的形成。

对锻态Ti-43Al-9V-0.2Y合金的有效变形区进行高温拉伸测试，测试温度分别为700、750、850 ℃，高温拉伸工程应力-应变曲线表明（图8所示），随着拉伸温度的升高，延伸率呈增加趋势，而强度呈下降趋势。当拉伸温度为700 ℃时，合金的屈服强度为447.4 MPa，极限强度为579.6 MPa，延伸率为5.2%。温度继续升高至750 ℃，屈服强度为395.1 MPa，极限强度为487.5 MPa，而延伸率显著提高为38.6%。温度为850 ℃时，屈服强度为255.4 MPa，极限强度为296.1 MPa。

锻态Ti-43Al-9V-0.2Y合金有效变形区（即S2试样）的高温拉伸断口表明（图9所示）。

在700 ℃时（图9中的(a)和(b)所示），断裂方式为脆性沿晶断裂，断口处可以观察到明显的河流花样，并且可以观察到γ/β₀层片的撕裂，与室温断裂方式一致。当温度为750 ℃时（图9中的(c)和(d)所示），断裂方式主要为沿晶断裂，断口存在大量晶粒拔出的孔洞，具有晶界撕裂的特征。随着温度进一步升高至850 ℃（图9中的(e)和(f)所示），断口处观察到大量韧窝特征，转变为韧性断裂，图9(f)显示在断口表面发生严重的氧化现象，覆盖着一层细小颗粒的氧化物，主要是由于高温拉伸测试时，Ti元素发生了氧化，生成了大量的TiO₂颗粒。

图10为高温拉伸断口侧面的SEM显微组织形貌。温度为700 ℃时（图10中的(a)和(b)所示），拉伸试样断面较为平直，裂纹主要发生在距离断裂截面约20 μm的位置，图10(b)显示裂纹沿着晶界/相界进行扩展和延伸，具有沿晶断裂的特征。当测试温度为750 ℃时（图10中的(c)和(d)所示），断口截面不是平直的，并且出现了大量撕裂的孔洞，孔洞分布区域沿着拉伸方向纵深几百个微米。图10(d)中显示750 ℃拉伸侧面主要表现为穿晶断裂的特征，相比于700 ℃的拉伸测试结果，温度升高到750 ℃时，γ晶粒沿着拉伸方向发生了软化变形。测试温度为850 ℃时（图10中的(e)和(f)所示），断口截面也不是平直的，没有观察到明显的撕裂长裂纹，而在拉伸断口侧面均匀分布着大量的孔洞。

3 分析与讨论

Ti-43Al-9V-0.2Y是一种典型的β凝固γ-TiAl合金，通过添加大量的β相稳定元素，增加了β相的含量，从而提高了TiAl合金的高温变形能力，该类合金从高温液态到室温的凝固路径为L → L + β → β → β + α → β + α + γ → β₀ + α + γ → β₀ + α₂ + γ^[25]。研究表明，采用不锈钢包套，在1 230 ℃对该合金进行单向锻造，可以获得大尺寸锻坯，锻坯表面无明显的微裂纹（图1(a)所示），具有优异的综合力学性能。在1 230 ℃下该合金位于α + γ双相区，在高温变形过程中，发生了β → γ和β → α → γ相变，合金中存在两种层片结构（保留原始铸态{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片和锻造变形过程中形成的{\mathrm{\beta }}_{\mathrm{0}}/\mathrm{\gamma }层片）以及等轴状的γ再结晶晶粒^[26-27]。XRD图谱显示Ti-43Al-9V-0.2Y合金中存在γ、α₂以及β相，合金成分主要以γ和β相为主，析出的Y₂O₃和YAl₂由于含量太少，超出了XRD图谱的检测范围。从EBSD图像也可以发现，有效变形区域主要由等轴γ晶粒和γ/β层片晶团组成，原始组织中的{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片和大尺寸γ晶粒在锻造过程中发生充分的动态再结晶，呈现出细小等轴的特征，而{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片结构由于动态再结晶分解，在锻造变形过程中形成了γ/β层片，在应力的作用下，表现为拉长的γ晶粒。

研究发现，在锻造的过程中由于平行于锻造方向的等效应变分布不均匀，中心部分为有效变形区，等效应变较大，向锻坯上下以及四周应变逐渐减小，从而造成了垂直锻坯方向内部组织分布不均匀的现象。由于TiAl合金的热加工窗口窄，锻坯上下部分直接与锻锤接触，热导率高的锻锤导致锻坯上下两端的温度迅速降低，变形难度增加，从而造成锻坯上下部分变形量小，而中心区域变形量大，即成为有效变形区。锻坯上下部为变形死区，由于降温速度过快，等效应变低，在锻造过程中未发生明显的动态再结晶，仍保持铸态粗大的{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片组织，表现出脆性断裂特征。而有效变形区S2的组织随着变形量的增加，γ、β以及α₂相的再结晶程度增加，粗大的{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片完全被消除。

锻态Ti-43Al-9V-0.2Y合金的室温力学性能与显微组织密切相关。由于有效变形区内不具有粗大的{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片晶团，屈服强度相较于变形死区更低，在室温下屈服强度和抗拉强度分别为608 MPa和698 MPa。由于β相含量较高，具有较高的室温塑性，延伸率达到了1.42%。Ti-43Al-9V-0.2Y合金铸态组织的室温屈服强度和抗拉强度分别为486.2~544.2 MPa和561.3~633.7 MPa，其延伸率在0.45%~0.76%之间^[28]。可以发现，进行包套锻造后，该合金室温拉伸性能得到显著提高，特别是大尺寸锻坯的有效变形区，其延伸率提升至1.42%，铸造组织中的缩孔缩松等缺陷在锻造过程中被消除，同时有效变形区内合金的显微组织明显细化。值得一提的是，关于锻造坯料中心对称S1和S3区域的显微组织和性能存在差异，这是由于锻造过程中，由于变形和热量传输具有不均匀性，因此锻坯上下部分的组织存在差异性。

对有效变形区域进行高温力学性能测试，700 ℃时表现出脆性断裂，塑性只有5.2%（图8所示），断口形貌为脆性断裂特征（即解理断裂的河流花样，图8(b)所示）。当测试温度升高到750 ℃时，塑性达到38.6%（图8所示），表现为韧性断裂，主要为沿晶断裂方式（如图9(d)所示），因而可以判断该合金的韧脆转变温度在700~750 ℃之间。当温度升高到850 ℃时，合金表现出更好的塑性，延伸率增加到47.3%（图8所示），表现为韧性断裂方式（图9(f)所示）。700 ℃的拉伸变形过程分为两个阶段，第一阶段是在屈服变形之前，材料结构中位错随着变形量的增加而大幅增加，导致应力出现迅速增加。第二阶段是材料发生屈服变形时，随着变形量的增加，加工硬化率逐渐降低，位错发生纠缠和扭折，强度降低，直到最终材料的断裂。而在750 ℃和850 ℃下的拉伸曲线属于动态再结晶型曲线，这个过程也分为两个阶段，第一阶段随着变形量的增加，材料内部硬化效果加剧，但此时材料内部形成了大量的亚结构，使得材料发生软化，此时的硬化作用大于软化作用，因此拉伸应力持续增加直到峰值。第二阶段随着变形量的继续增加，发生动态再结晶过程，应力迅速下降直至材料发生断裂。

经过700 ℃的高温拉伸测试，发现合金的显微组织未发生明显变化，表现出脆性解理断裂特征，根据拉伸曲线形貌知，在该温度下材料的变形曲线是加工硬化型曲线。在韧脆转变温度下方时，TiAl合金内部的位错易于在界面堆积，同时内部的孪晶也会成为位错运动的阻碍，形成位错团，位错团和孪晶有效地实现了TiAl合金的强化和增塑^[29]。当温度升高至750 ℃和850 ℃，合金组织几乎全部转变为细小等轴的γ晶粒，β相分布在γ相晶界处，晶粒沿着拉伸测试方向被拉长，与700 ℃的脆性断裂不同，在更高温度条件下（即750 ℃和850 ℃），发生动态再结晶行为，γ晶粒得到细化，温度越高，晶粒细化越明显（图10中的(d)和(f)所示）。组织中{\mathrm{\beta }}_{\mathrm{0}}/\mathrm{\gamma }层片在拉伸应力的作用下发生弯曲变形，并沿着拉伸方向被拉长。研究结果表明，高温拉伸测试过程中的再结晶行为可以延缓裂纹的萌生和扩展，图10(d)和图10(f)显示拉伸试样侧表面出现了大量孔洞，这些微孔的形成有利于拉伸应力的释放，提高合金的高温塑性。

4 结论

1) 选取β型Ti-43Al-9V-0.2Y合金，采用温度为1 230 ℃，总变形量为80.8%，应变速率为2×10^-2 s^-1的不锈钢包套锻造工艺，获得了尺寸为Φ760 mm×468 mm的大尺寸TiAl合金锻坯，所获得的TiAl合金锻造坯料具有优异的综合力学性能。通过添加高含量β相稳定元素，增加高温无序的β相含量，有利于提高了TiAl合金的热变形能力，所获得的TiAl合金锻坯表面光滑，无微裂纹。

2) 大尺寸TiAl合金锻坯存在于平行锻造方向的组织非均匀性，由于锻坯内部的等效应变分布不均匀，导致垂直于锻坯中心位置存在组织差异。锻坯上下部分为变形死区，尤其上部几乎没有发生变形，动态再结晶程度低，几乎保留了铸态的{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片组织。下部发生了部分动态再结晶，保留部分铸态{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片组织，而大尺寸锻坯中部为有效变形区，变形量大，发生了完全动态再结晶，主要由等轴的γ晶粒和γ/β₀层片组成，并在晶界处分布着β相。

3) 大尺寸锻造Ti-43Al-9V-0.2Y合金的组织非均匀性导致其力学性能的差异性，锻坯上部主要由{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}/\mathrm{\gamma }层片组成，该组织表现出高强度、低塑性，而锻坯的中部和下部组织发生了动态再结行为，表现出优异的室温塑性，尤其是中部的有效变形区，其塑性达到1.42%，但其强度降低。

4) 大尺寸TiAl合金锻坯的有效变形区表现出优异的高温性能，其韧脆转变温度区间为700~750 ℃。在脆性断裂过程中，高拉伸测试后其内部显微组织仍为β/γ层片和γ等轴晶的混合组织，为位错变形机制。对于韧性断裂过程，合金中γ晶粒沿应力方向被拉长，并伴随着大量微孔的形成，为动态再结晶和微孔协调变形机制。

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基金资助

国家重点研发计划项目(2022YFB3705704)

国家自然科学基金项目(52201116)

黑龙江省自然科学基金项目(YQ2023E007)