热变形及热处理过程中TC17钛合金组织与取向的关联性

工程科学学报，第41卷，第6期：772-780,2019年6月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.6:772-780,June 2019 D0:10.13374/j.issn2095-9389.2019.06.009;http:/1 journals.ustb.edu.cn 热变形及热处理过程中TC17钛合金组织与取向的关 联性 原菁骏，姬忠硕，张麦仓⑧ 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:mczhang(@usth.edu.cn 摘要为了进一步研究热压缩及热处理过程对组织及取向变化的关联性，通过对T℃17进行热压缩变形及后续热处理，利 用光学显微镜和背散射电子衍射等分析方法，结合晶粒尺寸、织构分布图、极图以及反极图，研究变形后及热处理后的T℃17 的组织结构、晶粒尺寸的变化和取向的演变规律以及两者之间的关联性.结果表明：随着变形温度升高，初生α相含量大幅减 小，尺寸减小，大部分α相晶粒分散分布，且位于高温B相晶粒的三叉晶界上：热处理后，α相和B相组织特征清晰，界限明 显，初生α相依旧存在，且趋于等轴化，亚稳定B相发生转变，形成片层状B转变组织：热变形使α相织构极密度值减小，且随 之温度增加，《相织构极密度值也变小；热变形后的α相已不存在明显的强织构，热变形对α相晶粒的取向影响较大，很明显 的改善了其取向的均匀性：热变形同样使B相织构极密度值减小，但效果不明显.B相仍存在取向集中现象，取向均匀性相对 较差. 关键词TC17合金；相含量：晶粒尺寸：取向均匀性 分类号TG146.2 Correlation between structure and orientation of TC17 titanium alloy during thermal deformation and heat treatment YUAN Jing-jun,JI Zhong-shuo,ZHANG Mai-eang School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:mezhang@ustb.edu.cn ABSTRACT In the previous studies on the microstructure and orientation of titanium alloys,the microstructural and orientational evolution of typical titanium alloys during thermal compression have been studied in depth.However,studies of the correlation between hot compression and heat treatment processes on microstructural and orientational changes have been few.It is of great significance to further study this correlation during hot treatment.For this study,during hot compression deformation and subsequent hot treatment of TC17 titanium alloy on a thermal simulator using cylindrical specimens,the microstructure,grain size change,and orientation evolution of TC17 were studied using optical microscopy and backscattered electron diffraction analysis.Grain size,texture distribution,pole fig- ure,and reverse polarity were analyzed.Law and the relation between structure and orientation results show that the primary a-content decreases dramatically and size decreases in tandem with deformation temperature.Most of the a phase grains are dispersed and located on the trigeminal grain boundaries of the high temperature B phase grains.After heat treatment,the o phase and B phase had a clear structure and distinct boundary.The primary a phase still exists and tends to be equiaxed,and the metastable B phase changes formed a lamellar B-transformed structure.The hot deformation reduces the density of the o phase texture.Additionally,with increasing tem- perature,the density value of the a phase texture also becomes small.The a phase is no longer strongly textured after thermal deforma- tion,and the orientation of the a phase grains is considerably influenced by thermal deformation,which clearly improves the uniformity 收稿日期：2018-1105

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期: 772--780，2019 年 6 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 41，No． 6: 772--780，June 2019 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2019． 06． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 热变形及热处理过程中 TC17 钛合金组织与取向的关 联性 原菁骏，姬忠硕，张麦仓 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: mczhang@ ustb． edu． cn 摘 要 为了进一步研究热压缩及热处理过程对组织及取向变化的关联性，通过对 TC17 进行热压缩变形及后续热处理，利 用光学显微镜和背散射电子衍射等分析方法，结合晶粒尺寸、织构分布图、极图以及反极图，研究变形后及热处理后的 TC17 的组织结构、晶粒尺寸的变化和取向的演变规律以及两者之间的关联性． 结果表明: 随着变形温度升高，初生 α 相含量大幅减 小，尺寸减小，大部分 α 相晶粒分散分布，且位于高温 β 相晶粒的三叉晶界上; 热处理后，α 相和 β 相组织特征清晰，界限明 显，初生 α 相依旧存在，且趋于等轴化，亚稳定 β 相发生转变，形成片层状 β 转变组织; 热变形使 α 相织构极密度值减小，且随 之温度增加，α 相织构极密度值也变小; 热变形后的 α 相已不存在明显的强织构，热变形对 α 相晶粒的取向影响较大，很明显 的改善了其取向的均匀性; 热变形同样使 β 相织构极密度值减小，但效果不明显． β 相仍存在取向集中现象，取向均匀性相对 较差． 关键词 TC17 合金; 相含量; 晶粒尺寸; 取向均匀性 分类号 TG146. 2 收稿日期: 2018--11--05 Correlation between structure and orientation of TC17 titanium alloy during thermal deformation and heat treatment YUAN Jing-jun，JI Zhong-shuo，ZHANG Mai-cang School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: mczhang@ ustb． edu． cn ABSTＲACT In the previous studies on the microstructure and orientation of titanium alloys，the microstructural and orientational evolution of typical titanium alloys during thermal compression have been studied in depth． However，studies of the correlation between hot compression and heat treatment processes on microstructural and orientational changes have been few． It is of great significance to further study this correlation during hot treatment． For this study，during hot compression deformation and subsequent hot treatment of TC17 titanium alloy on a thermal simulator using cylindrical specimens，the microstructure，grain size change，and orientation evolution of TC17 were studied using optical microscopy and backscattered electron diffraction analysis． Grain size，texture distribution，pole fig￾ure，and reverse polarity were analyzed． Law and the relation between structure and orientation results show that the primary α-content decreases dramatically and size decreases in tandem with deformation temperature． Most of the α phase grains are dispersed and located on the trigeminal grain boundaries of the high temperature β phase grains． After heat treatment，the α phase and β phase had a clear structure and distinct boundary． The primary α phase still exists and tends to be equiaxed，and the metastable β phase changes formed a lamellar β-transformed structure． The hot deformation reduces the density of the α phase texture． Additionally，with increasing tem￾perature，the density value of the α phase texture also becomes small． The α phase is no longer strongly textured after thermal deforma￾tion，and the orientation of the α phase grains is considerably influenced by thermal deformation，which clearly improves the uniformity

原菁骏等：热变形及热处理过程中TC17钛合金组织与取向的关联性 ·773· of orientation.The thermal deformation also reduces the texture polar density value of the B phase,but the effect is not obvious.How- ever,there is still a density of orientation,and the uniformity of the orientation is relatively poor. KEY WORDS TC17 titanium alloy:phase content;grain size:orientation uniformity 钛合金具有高比强度，良好的耐腐蚀性和优异 状相球化，当然在整个球化过程中，动态回复和 的高温特性，广泛应用于航空航天、汽车、海洋船舶 再结晶过程起到了重要作用0-1以.Li等研究了 等行业-.钛合金的生产过程一般要经过热加工 热处理参数对不同组织形态的Ti-5A-2Sn-2Zr一 和热处理过程，最初的热加工温度选择在B转变温 4Mo4Cr(Ti一17)合金的组织和性能的影响，其中等 度以上，获得片状α束均匀分布的魏氏组织，随后 轴组织和双态组织表现了很好的强度和塑性，而魏 的热加工选择在+B两相区，该过程会导致片状 氏组织具有良好的抗蠕变性能和高的断裂韧性.研 α发生动态球化和旋转，最后的热处理过程会使组 究了Ti5A-2Sn-2Zr4Mo4Cr合金在热处理过程 织发生明显变化，例如α《品粒静态球化、品粒长大 (固溶+时效)中的相转变动力学及组织演化，发现 及相变.钛合金的机械性能主要取决于组织特征， 对固溶处理的合金快速冷却，可得到全部的转变后 因此研究热变形和热处理过程中的组织演化具有重 的B相组织，且其含量受未转变的α相控制，晶界α 要意义.对钛合金热加工过程中的组织和取向演化 和晶内α片的形核和长大行为对时效时间很敏感， 的研究很多.Semiatin等因研究了在热处理过程中 时效时间越长越有利于两种α相形态的形核和长 Ti6Al4V合金组织的演化，并提出一种理论模型 大4-.加工工艺对B→Q转变时变体选择和织构 预测在冷却过程中初生a相的生长.Bhattacharyya 演化的影响的研究较少，在热加工过程中B相的组 等因和Stanford与Bate研究了a+B型钛合金 织和织构变化都会影响α相的析出行为从而对材 经B相区固溶处理后在冷却过程中的B→α相变， 料最终的性能产生很大的影响( 分析了相邻两个B晶粒的晶体学取向差对变体选 关于TC17合金热加工或热处理的组织和性能 择的作用，发现当两个B晶粒有一个{110}B面平行 的研究已经很多，但关于热加工和热处理过程中组 时，析出的晶界a相的(0001)。面将平行于该 织和取向演化，以及组织特征与取向/织构间的关联 {110}:面，尽管晶界α相两侧生长的a片在形态上 性的研究却很少.因此本文以TC17合金为研究对 存在一定的角度差，但它们的(0001).面是相互平 象，通过研究热加工参数和热处理过程对组织及 行的.Poorganji等图和He等回分别研究了Ti- 取向演变规律的影响，结合织构分析方法探究组 1.5Fe和Ti6Al-2Zr-1Mo-1V合金在热加工过程 织特征与取向均匀性之间的关联性，为进一步提 中位错滑移和动态再结晶(DRX)对组织演化的影 高TC17合金构件的组织、性能及取向的均匀性提 响，其中动态再结晶是片状组织球化的主要机制 供帮助 TC17作为富B的两相钛合金，由于其良好的耐 1 实验材料及方法 腐蚀性和高的断裂韧性，被广泛用于制造喷气发动 机和压缩机的部件.在实际生产应用中TC17构件 实验用材料为锻态TC17钛合金饼坯，化学成 主要为β锻的网篮组织和少量的等轴组织，因此为 分如表1所示.经测定其B转变点为895℃.图1 了得到a/B两相匹配的组织且性能优异的TC17合 为TC17钛合金锻件的原始组织金相图.从图1中 金，热加工及热处理对TC17合金组织和性能的影 可以看出，T℃17合金原始组织为典型的双态组织， 响的研究成为了主要研究方向.在热加工过程中， 即含有等轴的初生α相以及B转变组织中呈片状 变形会促进《片发生弯曲或断裂，同时高温会加速 分布的次生α相，TC17合金初生α相晶粒尺寸较 元素扩散，使B相楔入片状α相界内，进而导致片 均匀，其尺寸为3~6um. 表1TC17合金的主要化学成分（质量分数） Table 1 Main chemical compositions of TC17 alloy % A Cr Mo Sn Zr Fe C Si H 0 五 5.02 3.93 3.88 2.37 1.95 0.05 0.01 0.0030.12 余量 热压缩变形实验在Gleeble--l500热模拟试验 热压缩温度为840、860和880℃，应变速率为0.01、 机上进行，采用Φl0mm×15mm的标准圆柱试样， 0.1和1s1,变形量为50%，热电偶焊接在试样的

原菁骏等: 热变形及热处理过程中 TC17 钛合金组织与取向的关联性 of orientation． The thermal deformation also reduces the texture polar density value of the β phase，but the effect is not obvious． How￾ever，there is still a density of orientation，and the uniformity of the orientation is relatively poor． KEY WOＲDS TC17 titanium alloy; phase content; grain size; orientation uniformity 钛合金具有高比强度，良好的耐腐蚀性和优异 的高温特性，广泛应用于航空航天、汽车、海洋船舶 等行业［1--4］． 钛合金的生产过程一般要经过热加工 和热处理过程，最初的热加工温度选择在 β 转变温 度以上，获得片状 α 束均匀分布的魏氏组织，随后 的热加工选择在 α + β 两相区，该过程会导致片状 α 发生动态球化和旋转，最后的热处理过程会使组 织发生明显变化，例如 α 晶粒静态球化、晶粒长大 及相变． 钛合金的机械性能主要取决于组织特征， 因此研究热变形和热处理过程中的组织演化具有重 要意义． 对钛合金热加工过程中的组织和取向演化 的研究很多． Semiatin 等［5］研究了在热处理过程中 Ti--6Al--4V 合金组织的演化，并提出一种理论模型 预测在冷却过程中初生 α 相的生长． Bhattacharyya 等［6］和 Stanford 与 Bate［7］研究了 α + β 型钛合金 经 β 相区固溶处理后在冷却过程中的 β→α 相变， 分析了相邻两个 β 晶粒的晶体学取向差对变体选 择的作用，发现当两个 β 晶粒有一个{ 110} β面平行 时，析 出 的 晶 界 α 相 的 ( 0001 ) α 面 将 平 行 于 该 { 110} β面，尽管晶界 α 相两侧生长的 α 片在形态上 存在一定的角度差，但它们的( 0001) α面是相互平 行的． Poorganji 等［8］ 和 He 等［9］ 分 别 研 究 了 Ti-- 1. 5Fe 和 Ti--6Al--2Zr--1Mo--1V 合金在热加工过程 中位错滑移和动态再结晶( DＲX) 对组织演化的影 响，其中动态再结晶是片状组织球化的主要机制． TC17 作为富 β 的两相钛合金，由于其良好的耐 腐蚀性和高的断裂韧性，被广泛用于制造喷气发动 机和压缩机的部件． 在实际生产应用中 TC17 构件 主要为 β 锻的网篮组织和少量的等轴组织，因此为 了得到 α /β 两相匹配的组织且性能优异的 TC17 合 金，热加工及热处理对 TC17 合金组织和性能的影 响的研究成为了主要研究方向． 在热加工过程中， 变形会促进 α 片发生弯曲或断裂，同时高温会加速 元素扩散，使 β 相楔入片状 α 相界内，进而导致片 状 α 相球化，当然在整个球化过程中，动态回复和 再结晶过程起到了重要作用［10--12］． Li 等［13］研究了 热处理参数对不同组织形态的 Ti--5Al--2Sn--2Zr-- 4Mo--4Cr( Ti--17) 合金的组织和性能的影响，其中等 轴组织和双态组织表现了很好的强度和塑性，而魏 氏组织具有良好的抗蠕变性能和高的断裂韧性． 研 究了 Ti--5Al--2Sn--2Zr--4Mo--4Cr 合金在热处理过程 ( 固溶 + 时效) 中的相转变动力学及组织演化，发现 对固溶处理的合金快速冷却，可得到全部的转变后 的 β 相组织，且其含量受未转变的 α 相控制，晶界 α 和晶内 α 片的形核和长大行为对时效时间很敏感， 时效时间越长越有利于两种 α 相形态的形核和长 大［14--15］． 加工工艺对 β→α 转变时变体选择和织构 演化的影响的研究较少，在热加工过程中 β 相的组 织和织构变化都会影响 α 相的析出行为从而对材 料最终的性能产生很大的影响［16］． 关于 TC17 合金热加工或热处理的组织和性能 的研究已经很多，但关于热加工和热处理过程中组 织和取向演化，以及组织特征与取向/织构间的关联 性的研究却很少． 因此本文以 TC17 合金为研究对 象，通过研究热加工参数和热处理过程对组织及 取向演变规律的影响，结合织构分析方法探究组 织特征与取向均匀性之间的关联性，为进一步提 高 TC17 合金构件的组织、性能及取向的均匀性提 供帮助． 1 实验材料及方法 实验用材料为锻态 TC17 钛合金饼坯，化学成 分如表 1 所示． 经测定其 β 转变点为 895 ℃ ． 图 1 为 TC17 钛合金锻件的原始组织金相图． 从图 1 中 可以看出，TC17 合金原始组织为典型的双态组织， 即含有等轴的初生 α 相以及 β 转变组织中呈片状 分布的次生 α 相，TC17 合金初生 α 相晶粒尺寸较 均匀，其尺寸为 3 ～ 6 μm． 表 1 TC17 合金的主要化学成分( 质量分数) Table 1 Main chemical compositions of TC17 alloy % Al Cr Mo Sn Zr Fe C Si H O Ti 5. 02 3. 93 3. 88 2. 37 1. 95 0. 05 0. 01 — 0. 003 0. 12 余量 热压缩变形实验在 Gleeble--1500 热模拟试验 机上进行，采用 10 mm × 15 mm 的标准圆柱试样， 热压缩温度为 840、860 和 880 ℃，应变速率为 0. 01、 0. 1 和 1 s － 1，变形量为 50% ，热电偶焊接在试样的 · 377 ·

·774 工程科学学报，第41卷，第6期 由图2中可以看出，当应变速率保持不变时，随着变 形温度的升高，TC17钛合金淬火组织中初生α相含 量大幅减少，同时α相的尺寸也有明显的减小.这 主要是由于变形温度的提高，组织中的初生α相发 生了α→B的相转变，初生α相的含量有所下降，同 时较高的变形温度为此相变提供了较多的能量，提 高了相的相界扩散能力以及元素的扩散能力，并 有机会吞并周围细小的α晶粒，从而α相的晶粒数 20 量减少网.由于高温下合金中大部分的α相己经 图1双相钛合金TC17的原始组织 转变成B相，剩余未发生相变的α相晶粒均较小， Fig.1 Original microstructure of TC17 alloy 大部分α相晶粒分布分散且位于高温β相晶粒的 中间部位来测量试样的实时温度，在样品和压头之 三叉晶界上.另外，温度也会影响片状α相的球化 间用石墨粉润滑.试样以10℃·s的加热速度加热 程度，在840℃时初生α相的等轴化程度较高，随着 到指定温度后保温3minm,变形完成后水冷至室温. 温度的升高，长条状初生相增多. 对压缩后的试样从中心沿压缩轴方向剖开，选其中 2.1.2应变速率 任一半做热处理，热处理制度为：加热到860℃并保 在较大应变速率条件下变形时，由于变形时间 温2h空冷至室温，然后加热到800℃保温4h水冷 较短，动态再结晶尚不能够充分进行，α相的形态变 至室温，最后加热到620℃保温8h空冷到室温. 得十分不规则，且初生α相与亚稳定B相之间的界 分别对热变形状态和热处理状态试样中心的大 限己不再清晰.随着应变速率的降低，TC17钛合金 变形区进行取样，然后进行机械磨样、机械抛光和化 中的α相体积分数差别不大，并趋于分布在亚稳定 学侵蚀（侵蚀试剂配体积比为HF/HNO3/H20为3： B相的晶界上，如图3所示，当应变速率降至0.01 2:15),在LEICA-DMR光学显微镜下观察组织形 s时，亚稳定B相晶粒清晰可见，α相体积分数己 貌.进行电解抛光（采用体积分数6%高氯酸+ 降至较低水平，尺寸相较0.1s应变速率条件下未 94%冰醋酸在30V直流电压下保持40s),制备背散 发生较大变化，呈等轴状、零散分布在亚稳定β相 射电子衍射测试样品，背散射电子衍射测试在具有 晶界上.在所有变形条件下TC17钛合金中均出现 背散射电子衍射探头和HKL Channel5数据分析软 了动态回复和动态再结晶，在变形初期，金属的软化 件的LE01450扫描电子显微镜下进行.背散射电子 主要依靠的是较高程度的动态回复和再结品，此时 衍射放大倍数3000倍，步长0.2μm. 晶界的滑移和晶粒的转动是T℃17钛合金的主要变 2 实验结果 形方式，进而促进了初生α相的等轴化和均匀化. 在晶粒充分细化后，随着变形的继续，晶粒又将发生 2.1热变形参数对TC17钛合金组织演变的影响 滑动和转动，单个晶粒的转动将导致晶界三角区域 2.1.1变形温度 畸变能的增加，并诱导动态再结晶的发生，再结晶协 TC17钛合金是α相和B相在体系内共存的一 调了该晶粒和周围晶粒之间的畸变能，随着再结晶 类钛合金，温度的变化会诱发α相、B相之间的相转 晶粒的长大，畸变能又发生增长，如此反复进行使得 变，变形温度对钛合金的组织演变有着重要的影响 整个体系内的组织趋于均匀化 b 20 jm 204m 204m 图2TC17合金在不同温度下0.01s1热压缩变形组织.(a)840℃：(b)860℃：()880℃ Fig.2 Microstructure of the TC17 alloy hot compressed at0.0ls-and different temperatures:(a840℃，(b)860℃，(c)880℃

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 图 1 双相钛合金 TC17 的原始组织 Fig． 1 Original microstructure of TC17 alloy 中间部位来测量试样的实时温度，在样品和压头之 间用石墨粉润滑． 试样以 10 ℃·s － 1的加热速度加热 到指定温度后保温 3 min，变形完成后水冷至室温． 对压缩后的试样从中心沿压缩轴方向剖开，选其中 任一半做热处理，热处理制度为: 加热到 860 ℃ 并保 温 2 h 空冷至室温，然后加热到 800 ℃ 保温 4 h 水冷 至室温，最后加热到 620 ℃保温 8 h 空冷到室温． 分别对热变形状态和热处理状态试样中心的大 变形区进行取样，然后进行机械磨样、机械抛光和化 学侵蚀( 侵蚀试剂配体积比为 HF /HNO3 /H2O 为 3∶ 2∶ 15) ，在 LEICA--DMＲ 光学显微镜下观察组织形 貌． 进 行 电 解 抛 光( 采 用 体 积 分 数 6% 高 氯 酸 + 94% 冰醋酸在30 V 直流电压下保持40 s) ，制备背散 射电子衍射测试样品，背散射电子衍射测试在具有 背散射电子衍射探头和 HKL Channel 5 数据分析软 件的 LEO1450 扫描电子显微镜下进行． 背散射电子 衍射放大倍数 3000 倍，步长 0. 2 μm． 图 2 TC17 合金在不同温度下 0. 01 s － 1热压缩变形组织 . ( a) 840 ℃ ; ( b) 860 ℃ ; ( c) 880 ℃ Fig． 2 Microstructure of the TC17 alloy hot compressed at 0. 01 s － 1 and different temperatures: ( a) 840 ℃，( b) 860 ℃，( c) 880 ℃ 2 实验结果 2. 1 热变形参数对 TC17 钛合金组织演变的影响 2. 1. 1 变形温度 TC17 钛合金是 α 相和 β 相在体系内共存的一 类钛合金，温度的变化会诱发 α 相、β 相之间的相转 变，变形温度对钛合金的组织演变有着重要的影响． 由图 2 中可以看出，当应变速率保持不变时，随着变 形温度的升高，TC17 钛合金淬火组织中初生 α 相含 量大幅减少，同时 α 相的尺寸也有明显的减小． 这 主要是由于变形温度的提高，组织中的初生 α 相发 生了 α→β 的相转变，初生 α 相的含量有所下降，同 时较高的变形温度为此相变提供了较多的能量，提 高了 α 相的相界扩散能力以及元素的扩散能力，并 有机会吞并周围细小的 α 晶粒，从而 α 相的晶粒数 量减少［12］． 由于高温下合金中大部分的 α 相已经 转变成 β 相，剩余未发生相变的 α 相晶粒均较小， 大部分 α 相晶粒分布分散且位于高温 β 相晶粒的 三叉晶界上． 另外，温度也会影响片状 α 相的球化 程度，在 840 ℃时初生 α 相的等轴化程度较高，随着 温度的升高，长条状初生 α 相增多． 2. 1. 2 应变速率 在较大应变速率条件下变形时，由于变形时间 较短，动态再结晶尚不能够充分进行，α 相的形态变 得十分不规则，且初生 α 相与亚稳定 β 相之间的界 限已不再清晰． 随着应变速率的降低，TC17 钛合金 中的 α 相体积分数差别不大，并趋于分布在亚稳定 β 相的晶界上，如图 3 所示，当应变速率降至 0. 01 s － 1时，亚稳定 β 相晶粒清晰可见，α 相体积分数已 降至较低水平，尺寸相较 0. 1 s － 1应变速率条件下未 发生较大变化，呈等轴状、零散分布在亚稳定 β 相 晶界上． 在所有变形条件下 TC17 钛合金中均出现 了动态回复和动态再结晶，在变形初期，金属的软化 主要依靠的是较高程度的动态回复和再结晶，此时 晶界的滑移和晶粒的转动是 TC17 钛合金的主要变 形方式，进而促进了初生 α 相的等轴化和均匀化． 在晶粒充分细化后，随着变形的继续，晶粒又将发生 滑动和转动，单个晶粒的转动将导致晶界三角区域 畸变能的增加，并诱导动态再结晶的发生，再结晶协 调了该晶粒和周围晶粒之间的畸变能，随着再结晶 晶粒的长大，畸变能又发生增长，如此反复进行使得 整个体系内的组织趋于均匀化． · 477 ·

原菁骏等：热变形及热处理过程中TC17钛合金组织与取向的关联性 ·775· b 204m 20m 20μm 图3TC17合金在860℃下不同应变速率下热压缩变形组织.(a)0.01s1:(b)0.1s1:(c)1s Fig.3 Microstructure of the TC17 alloy hot compressed at 860C and different strain rates:(a)0.01s-,(b)0.1s-,(c)1s- 2.2热处理对TC17钛合金淬火组织的影响 变而产生的位错和缺陷大幅减少，合金中相组成趋 对淬火态的TC17钛合金进行热处理后，组织 于稳定.不难看出，经过热处理后，体系内初生α相 形态与淬火态有很大区别，TC17钛合金热处理后组 依旧存在，且趋于等轴化，亚稳定B相发生了转变， 织形貌如图4所示，合金中α相和B相组织特征清 形成了弥散分布的平衡状态分解产物，即α、B相交 晰，界限明显，这说明热处理使得淬火组织中由于形 互排列的片层状B转变组织m (b) (c) 204m 20m 图4TC17合金热处理后的微观组织.(a)840℃，0.1s1:(b)860℃，0.1s:(c)880℃，0.1sl:(d)860℃，0.01s-l:(e)860℃， 1s-1 Fig.4 Microstructure of the TC17 alloy heat treated at different conditions:(a）840℃，0.1s1:(b)860℃，0.1s-l:(c）880℃，0.1s-l;(d) 860℃，0.01s1:(e)860℃，1s-1 2.3热变形及热处理过程中TC17钛合金的取向 变，导致α相含量减少且尺寸变小.热变形后的α 演化 相己不存在明显的强织构，而且在(0001)、(1010) 由图5(a)和图6(a)可知，原始组织的a相和 和(1120)三个面上的织构组分增多，取向均匀性增 B相都存在明显的变形织构.α相的最强织构组分 加.热变形对α相晶粒的取向影响较大，很明显的 主要集中在(0001)面上的1120〉方向.B相的最 改善了其取向的均匀性.一方面是高温下发生→ 强织构组分主要集中在(001)面上的101〉方向和 B相转变，使α相的原有取向减少甚至消失：另一方 (111)面上的001)方向上. 面α相在高温变形下发生动态再结晶，改变了原有 从图5(c)~(e)可知TC17合金在高温变形过 取向.从图5(b)、(d)和(f)可知TC17合金在相同 程中，随着变形温度的增加组织中发生α→β相转 变形温度下，随着变形速率的加快组织形变程度增

原菁骏等: 热变形及热处理过程中 TC17 钛合金组织与取向的关联性 图 3 TC17 合金在 860 ℃下不同应变速率下热压缩变形组织 . ( a) 0. 01 s － 1 ; ( b) 0. 1 s － 1 ; ( c) 1 s － 1 Fig． 3 Microstructure of the TC17 alloy hot compressed at 860 ℃ and different strain rates: ( a) 0. 01 s － 1，( b) 0. 1 s － 1，( c) 1 s － 1 2. 2 热处理对 TC17 钛合金淬火组织的影响 对淬火态的 TC17 钛合金进行热处理后，组织 形态与淬火态有很大区别，TC17 钛合金热处理后组 织形貌如图 4 所示，合金中 α 相和 β 相组织特征清 晰，界限明显，这说明热处理使得淬火组织中由于形 变而产生的位错和缺陷大幅减少，合金中相组成趋 于稳定． 不难看出，经过热处理后，体系内初生 α 相 依旧存在，且趋于等轴化，亚稳定 β 相发生了转变， 形成了弥散分布的平衡状态分解产物，即 α、β 相交 互排列的片层状 β 转变组织［17］． 图 4 TC17 合金热处理后的微观组织 . ( a) 840 ℃，0. 1 s － 1 ; ( b) 860 ℃，0. 1 s － 1 ; ( c) 880 ℃，0. 1 s － 1 ; ( d) 860 ℃，0. 01 s － 1 ; ( e) 860 ℃， 1 s － 1 Fig． 4 Microstructure of the TC17 alloy heat treated at different conditions: ( a) 840 ℃，0. 1 s － 1 ; ( b) 860 ℃，0. 1 s － 1 ; ( c) 880 ℃，0. 1 s － 1 ; ( d) 860 ℃，0. 01 s － 1 ; ( e) 860 ℃，1 s － 1 2. 3 热变形及热处理过程中 TC17 钛合金的取向 演化 由图 5( a) 和图 6( a) 可知，原始组织的 α 相和 β 相都存在明显的变形织构． α 相的最强织构组分 主要集中在( 0001) 面上的〈11 20〉方向． β 相的最 强织构组分主要集中在( 001) 面上的〈101〉方向和 ( 111) 面上的〈001〉方向上． 从图 5( c) ～ ( e) 可知 TC17 合金在高温变形过 程中，随着变形温度的增加组织中发生 α→β 相转 变，导致 α 相含量减少且尺寸变小． 热变形后的 α 相已不存在明显的强织构，而且在( 0001) 、( 10 10) 和( 11 20) 三个面上的织构组分增多，取向均匀性增 加． 热变形对 α 相晶粒的取向影响较大，很明显的 改善了其取向的均匀性． 一方面是高温下发生 α→ β 相转变，使 α 相的原有取向减少甚至消失; 另一方 面 α 相在高温变形下发生动态再结晶，改变了原有 取向． 从图 5( b) 、( d) 和( f) 可知 TC17 合金在相同 变形温度下，随着变形速率的加快组织形变程度增 · 577 ·

·776 工程科学学报，第41卷，第6期 a) b 0001 1120 轧制 0110 (e) 图5热变形前后TC17合金a相的取向分布.(a)热压缩前：(b)860℃，0.01s1:(c)840℃，0.1s1:(d)860℃，0.1s1:(c)880℃ 0.1s1:(0860℃，1s-1 Fig.5 a phase orientation distribution of the TC17 alloy before and after hot compression:(a)before hot compression:(b)860C,0.01s:(c) 840℃，0.1s1:(d)860℃，0.1s1:(e)880℃，0.1s1:(f0860℃，1s1 (b) 轧制 001 101 e 图6热变形前后TC17合金B相的取向分布.(a)热压缩前：(b)860℃，0.01s1:(c)840℃，0.1s1:(d)860℃，0.1s1:(e)880℃， 0.1sl,(f0860℃，1s1 Fig.6 B-phase orientation distribution of the alloy before and after hot compression:(a)before hot compression:(b)860C,0.01s(e)840 ℃，0.1s1:(d)860℃，0.1s1:(e)880℃，0.1s1:(0860℃，1s1

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 图 5 热变形前后 TC17 合金 α 相的取向分布． ( a) 热压缩前; ( b) 860 ℃，0. 01 s － 1 ; ( c) 840 ℃，0. 1 s － 1 ; ( d) 860 ℃，0. 1 s － 1 ; ( e) 880 ℃， 0. 1 s － 1 ; ( f) 860 ℃，1 s － 1 Fig． 5 α phase orientation distribution of the TC17 alloy before and after hot compression: ( a) before hot compression; ( b) 860 ℃，0. 01 s － 1 ; ( c) 840 ℃，0. 1 s － 1 ; ( d) 860 ℃，0. 1 s － 1 ; ( e) 880 ℃，0. 1 s － 1 ; ( f) 860 ℃，1 s － 1 图 6 热变形前后 TC17 合金 β 相的取向分布 . ( a) 热压缩前; ( b) 860 ℃，0. 01 s － 1 ; ( c) 840 ℃，0. 1 s － 1 ; ( d) 860 ℃，0. 1 s － 1 ; ( e) 880 ℃， 0. 1 s － 1，( f) 860 ℃，1 s － 1 Fig． 6 β-phase orientation distribution of the alloy before and after hot compression: ( a) before hot compression; ( b) 860 ℃，0. 01 s － 1 ; ( c) 840 ℃，0. 1 s － 1 ; ( d) 860 ℃，0. 1 s － 1 ; ( e) 880 ℃，0. 1 s － 1 ; ( f) 860 ℃，1 s － 1 · 677 ·

原菁骏等：热变形及热处理过程中TC17钛合金组织与取向的关联性 ·777· 加，晶粒更加细小. 方向拉长 从图6可知TC17合金存在明显取向的“宏 在图7中可以清楚的看到B相嵌入α相的情 区”，随着应变速率的增加，等轴组织沿垂直于压缩 况，在热变形过程中，大的变形量迫使初生α相被 方向被拉成长条状，逐渐转变为101〉及其近邻的 拉长，使得α相形成不规则形状，由于α相强度较 织构组分，随着应变速率进一步增加，逐渐转变为 高，变形之后的α相中聚集有较高能量，在α晶界 001〉及其近邻的织构组分.从下方的B相的取向 处形成热蚀沟槽，α/B晶界的迁移作用下，B相“刺 分布图可以看出不同的应变速率下存在取向集中的 入”初生α相的现象，随着热变形的进行，初生Q相 区域即所谓的宏区（这个取向集中区可能是因为β 会被B相的穿入破碎成为多个细小的α相.初生 相未完全破碎造成的)，红色区域代表平行于压缩 晶粒的长大和次生α晶粒的析出使基体B相的含 轴的100〉织构组分，〈100)织构是典型的压缩织 量减少，B晶粒尺寸减小，使α和B相间的协调变 构，随着应变速率的增大，逐渐转变为这个取向集中 形能力增加，提高其塑性：同时大量弥散析出的次生 区域，取向由101〉附近向100》转动.结果表明， α相可增加其强度，经过热处理可以实现最优的两 当应变速率为0.01s'时，两相的取向分布随机性 相含量配比及两相分布，提高材料的综合力学 较好，取向分布均匀性提高 性能图 无论在何种热变形参数下，热变形很好的改善 3分析讨论 了《相的取向均匀性，而B相仍存在取向上的“宏 区”，取向集中明显.在0.01和0.1s应变速率下， 3.1热变形对两相织构的影响 应变速率对α相含量和形态影响差别不大，α相晶 结合图8其对应的不同温度的相极图可知： 粒都为等轴状；而应变速率为1s时，α相晶粒沿 热变形使α相织构极密度值减小，且随之温度增 垂直压缩方向伸长，且大的应变速率下，产生较大的 加，α相织构极密度值也变小：另外，热变形后的α 温度效应，增多了α→B相转变，致使α相含量明显 相已不存在明显的强织构，而且在(0001)、(1010) 减少.在相同的变形量下，0.01和0.1s应变速率 和(1120)三个面上的织构组分增多，取向分散.热 对应的α相并未出现压缩伸长的现象.低应变速率 变形对α相晶粒的取向影响较大，很明显的改善了 下热变形，初生α品粒被拉长或割裂为两个以上小 其取向的均匀性.一方面是高温下发生→β相转 尺寸的α晶粒，仍有一定的时间发生长大和球化过 变，使α相的原有取向较小甚至消失；另一方面α 程：而高应变速率下热变形，晶粒被拉长或割裂为 相在高温变形下发生动态再结晶，改变了原有取向. 两个以上小尺寸的α晶粒，动态再结晶不完全，没 从图9可以看出，热变形同样使β相织构极密 有充分的时间发生长大和球化过程.对于B晶粒有 度值减小，但效果不明显，B相仍存在取向集中现 相同的现象，高应变速率下阝晶粒也被沿垂直压缩 象，取向均匀性相对较差.在高温α→β相变过程 图7TC17合金在0.1s1应变速率不同温度下变形后经热处理的B相的取向分布图.(a)840℃：(b)860℃：(c)880℃ Fig.7 IPF diagram of the B phase of TC17 alloy after deformation at different temperatures of 0.Is"strain rate:(a)840 C:(b)860C:(c)880 C

原菁骏等: 热变形及热处理过程中 TC17 钛合金组织与取向的关联性 加，晶粒更加细小． 从图 6 可 知 TC17 合金存在明显取向的“宏 区”，随着应变速率的增加，等轴组织沿垂直于压缩 方向被拉成长条状，逐渐转变为〈101〉及其近邻的 织构组分，随着应变速率进一步增加，逐渐转变为 〈001〉及其近邻的织构组分． 从下方的 β 相的取向 分布图可以看出不同的应变速率下存在取向集中的 区域即所谓的宏区( 这个取向集中区可能是因为 β 相未完全破碎造成的) ，红色区域代表平行于压缩 轴的〈100〉织构组分，〈100〉织构是典型的压缩织 构，随着应变速率的增大，逐渐转变为这个取向集中 区域，取向由〈101〉附近向〈100〉转动． 结果表明， 当应变速率为 0. 01 s － 1 时，两相的取向分布随机性 较好，取向分布均匀性提高． 无论在何种热变形参数下，热变形很好的改善 了 α 相的取向均匀性，而 β 相仍存在取向上的“宏 区”，取向集中明显． 在 0. 01 和 0. 1 s － 1应变速率下， 图 7 TC17 合金在 0. 1 s － 1应变速率不同温度下变形后经热处理的 β 相的取向分布图 . ( a) 840 ℃ ; ( b) 860 ℃ ; ( c) 880 ℃ Fig． 7 IPF diagram of the β phase of TC17 alloy after deformation at different temperatures of 0. 1 s － 1 strain rate: ( a) 840 ℃ ; ( b) 860 ℃ ; ( c) 880 ℃ 应变速率对 α 相含量和形态影响差别不大，α 相晶 粒都为等轴状; 而应变速率为 1 s － 1 时，α 相晶粒沿 垂直压缩方向伸长，且大的应变速率下，产生较大的 温度效应，增多了 α→β 相转变，致使 α 相含量明显 减少． 在相同的变形量下，0. 01 和 0. 1 s － 1应变速率 对应的 α 相并未出现压缩伸长的现象． 低应变速率 下热变形，初生 α 晶粒被拉长或割裂为两个以上小 尺寸的 α 晶粒，仍有一定的时间发生长大和球化过 程; 而高应变速率下热变形，α 晶粒被拉长或割裂为 两个以上小尺寸的 α 晶粒，动态再结晶不完全，没 有充分的时间发生长大和球化过程． 对于 β 晶粒有 相同的现象，高应变速率下 β 晶粒也被沿垂直压缩 方向拉长． 在图 7 中可以清楚的看到 β 相嵌入 α 相的情 况，在热变形过程中，大的变形量迫使初生 α 相被 拉长，使得 α 相形成不规则形状，由于 α 相强度较 高，变形之后的 α 相中聚集有较高能量，在 α 晶界 处形成热蚀沟槽，α /β 晶界的迁移作用下，β 相“刺 入”初生 α 相的现象，随着热变形的进行，初生 α 相 会被 β 相的穿入破碎成为多个细小的 α 相． 初生 α 晶粒的长大和次生 α 晶粒的析出使基体 β 相的含 量减少，β 晶粒尺寸减小，使 α 和 β 相间的协调变 形能力增加，提高其塑性; 同时大量弥散析出的次生 α 相可增加其强度，经过热处理可以实现最优的两 相含量配比及两相分布，提高材料的综合力学 性能［18］． 3 分析讨论 3. 1 热变形对两相织构的影响 结合图 8 其对应的不同温度的 α 相极图可知: 热变形使 α 相织构极密度值减小，且随之温度增 加，α 相织构极密度值也变小; 另外，热变形后的 α 相已不存在明显的强织构，而且在( 0001) 、( 10 10) 和( 11 20) 三个面上的织构组分增多，取向分散． 热 变形对 α 相晶粒的取向影响较大，很明显的改善了 其取向的均匀性． 一方面是高温下发生 α→β 相转 变，使 α 相的原有取向较小甚至消失; 另一方面 α 相在高温变形下发生动态再结晶，改变了原有取向． 从图 9 可以看出，热变形同样使 β 相织构极密 度值减小，但效果不明显，β 相仍存在取向集中现 象，取向均匀性相对较差． 在高温 α→β 相变过程 · 777 ·

·778 工程科学学报，第41卷，第6期 (0001 (10i0 11201 (a) 极密度 最大值为 8.24 (b) 极密度 5 最大值为 7.16 极密度 最大值为 5.38 图8TC17合金在0.1s1应变速率不同温度下变形的a相的极图.(a)840℃：(b)860℃：()880℃ Fig.8 Electrode diagram of the a phase of TCl7 alloy deformed at different temperatures and0.1sstrain rate:(a)840℃：(6)&60℃：(c）880℃ 中，回溶的a相转变为B相，相变遵循Bangers取向 热变形过程中，某些特定的片状α受到应力作用， 关系，新转变的B相沿着原有的β相析出，故新形 该片状《积累畸变能，后续热处理过程中，为其周 成的B相仍存在取向择优.另外，如图5(e)中的小 围元素的扩散和晶界的移动提供更大的动力，其相 B晶粒，是因热变形过程中B相发生动态再回复或 邻B相中的Al、Sn和Zr元素向片状a扩散，发生 再结晶的结果，形成了一些晶粒相对更加细小的B B→α的扩散相转变，从而析出次生α相.己有研 晶粒@：动态回复或再结晶同样会改变B相取向分 究回发现初生α相先在B晶界处形核，而次生α相 布，使原有的取向均匀性得到一定改善，织构组分也 在B晶界和晶内形核长大，而次生α相主要分布在B 相对增多.而且随着温度的增大，发生动态回复或 晶内，β/B晶界很少，因为初生α相含量相对较高且己 再结晶的B相晶粒较少，相对应的极图中B相织构 极密度值随温度增大而增大92别 占据β晶界位置，故次生α相只能在β晶内形核 综上分析，热变形可以改善TC17合金的两相 扩散相转变导致发生特定的取向变化，这种现象 取向均匀性，两相的织构组分增多，分布相对分散， 称为变体选择.在钛合金中，从B→Q相转变，会有12 但改善效果α相明显好于B相.B相原本就存在取 中可能的a变体.同时&变体的形成遵循Burgers取 向上的“宏区”，一次热变形对其取向的改善效果不 向关系，即{0001}.∥{110}8：(1120).∥111)g 佳，接下来可以考虑多道次的热变形工序，研究是否 在取向图中随机选取一个B晶粒及其相邻的 可以更好的改普B相晶粒的取向均匀性.热变形过 若干个次生α《晶粒，然后导出母相B和次生Q相分 程中温度影响了两相取向的均匀性，温度是通过影 别对应的极图，并分别对次生α晶粒在取向图和极 响了α→B相变程度，间接的影响了取向分布，故温 图中的分布位置对应编号.如图10所示，母相B中 度对两相的取向分布影响相反，α《相织构极密度值 有4个不同取向的次生α晶粒，即4种变体，把4种 随温度增大而减小，而B相织构极密度值随温度增 变体的取向投射到极射投影图中，发现每种变体在 大而增大 极射投影图中的分布位置与母相B取向在极射投 3.2热处理过程中次生α相的析出及变体选择 影图中的分布位置一致，无一例外每种变体取向分 B相是由片状α和B晶粒交替排列组成的，在 布与母相取向分布一致，按照此方法进一步分析其

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 图 8 TC17 合金在 0. 1 s － 1应变速率不同温度下变形的 α 相的极图 . ( a) 840 ℃ ; ( b) 860 ℃ ; ( c) 880 ℃ Fig． 8 Electrode diagram of the α phase of TC17 alloy deformed at different temperatures and 0. 1 s － 1 strain rate: ( a) 840 ℃; ( b) 860 ℃; ( c) 880 ℃ 中，回溶的 α 相转变为 β 相，相变遵循 Bangers 取向 关系，新转变的 β 相沿着原有的 β 相析出，故新形 成的 β 相仍存在取向择优． 另外，如图 5( e) 中的小 β 晶粒，是因热变形过程中 β 相发生动态再回复或 再结晶的结果，形成了一些晶粒相对更加细小的 β 晶粒［10］; 动态回复或再结晶同样会改变 β 相取向分 布，使原有的取向均匀性得到一定改善，织构组分也 相对增多． 而且随着温度的增大，发生动态回复或 再结晶的 β 相晶粒较少，相对应的极图中 β 相织构 极密度值随温度增大而增大［19--21］． 综上分析，热变形可以改善 TC17 合金的两相 取向均匀性，两相的织构组分增多，分布相对分散， 但改善效果 α 相明显好于 β 相． β 相原本就存在取 向上的“宏区”，一次热变形对其取向的改善效果不 佳，接下来可以考虑多道次的热变形工序，研究是否 可以更好的改善 β 相晶粒的取向均匀性． 热变形过 程中温度影响了两相取向的均匀性，温度是通过影 响了 α→β 相变程度，间接的影响了取向分布，故温 度对两相的取向分布影响相反，α 相织构极密度值 随温度增大而减小，而 β 相织构极密度值随温度增 大而增大． 3. 2 热处理过程中次生 α 相的析出及变体选择 β 相是由片状 α 和 β 晶粒交替排列组成的，在 热变形过程中，某些特定的片状 α 受到应力作用， 该片状 α 积累畸变能，后续热处理过程中，为其周 围元素的扩散和晶界的移动提供更大的动力，其相 邻 β 相中的 Al、Sn 和 Zr 元素向片状 α 扩散，发生 β→α 的扩散相转变，从而析出次生 α 相． 已有研 究［22］发现初生 α 相先在 β 晶界处形核，而次生 α 相 在 β 晶界和晶内形核长大，而次生 α 相主要分布在 β 晶内，β/β 晶界很少，因为初生 α 相含量相对较高且已 占据 β 晶界位置，故次生 α 相只能在 β 晶内形核． 扩散相转变导致发生特定的取向变化，这种现象 称为变体选择． 在钛合金中，从 β→α 相转变，会有 12 中可能的 α 变体． 同时 α 变体的形成遵循 Burgers 取 向关系，即{ 0001} α∥{ 110} β ; 〈1120〉α∥〈111〉β． 在取向图中随机选取一个 β 晶粒及其相邻的 若干个次生 α 晶粒，然后导出母相 β 和次生 α 相分 别对应的极图，并分别对次生 α 晶粒在取向图和极 图中的分布位置对应编号． 如图 10 所示，母相 β 中 有 4 个不同取向的次生 α 晶粒，即 4 种变体，把 4 种 变体的取向投射到极射投影图中，发现每种变体在 极射投影图中的分布位置与母相 β 取向在极射投 影图中的分布位置一致，无一例外每种变体取向分 布与母相取向分布一致，按照此方法进一步分析其 · 877 ·

原菁骏等：热变形及热处理过程中TC17钛合金组织与取向的关联性 ·779· 100 110 111) (a) 极密度 18 最大值为 20.17 (b) 极密度 18 最大值为 19.63 e 极密度 0 ●● 20 最大值为 24.61 图9TC17合金在0.1应变速率不同温度下变形的B相的极图.(a)840℃：(b)860℃：(c)880℃ Fig.9 Polar diagram of the B phase of TC17 alloy at different temperatures at 0.1sstrain rate:(a)840C:(b)860C:(e)880C 110 1114 0001) {1120 4 32 2 只 图10TC17合金热处理过程中次生a相与B相的取向关系 Fig.10 Orientation of secondary phase and spur phase in the TC17 alloy heat treatment process 他条件下的试样，都能发现相同的规律，即次生显.当应变速率保持不变时，随着变形温度的升高， 相与母相B在取向上存在某种对应关系。 T℃17钛合金淬火组织中初生a相含量大幅减少，同 但Burgers取向关系也存在一定的偏差，并不绝 时α相的尺寸也有明显的减小.大部分α相晶粒分 对的共格关系，有研究发现圆，随着应变速率的增布分散且位于高温B相晶粒的三叉晶界上.另外， 加，共格Burgers取向关系的偏差会加大. 温度也会影响片状α相的球化程度，在840℃时初 生α相的等轴化程度较高，随着温度的升高，长条 4结论 状初生α相增多，初生a相的长轴比增大且方向从 (1)变形温度及应变速率对相含量影响较明 平行于压缩轴向垂直于压缩轴的方向转动

原菁骏等: 热变形及热处理过程中 TC17 钛合金组织与取向的关联性 图 9 TC17 合金在 0. 1 s － 1应变速率不同温度下变形的 β 相的极图 . ( a) 840 ℃ ; ( b) 860 ℃ ; ( c) 880 ℃ Fig． 9 Polar diagram of the β phase of TC17 alloy at different temperatures at 0. 1 s － 1 strain rate: ( a) 840 ℃ ; ( b) 860 ℃ ; ( c) 880 ℃ 图 10 TC17 合金热处理过程中次生 α 相与 β 相的取向关系 Fig． 10 Orientation of secondary phase and spur phase in the TC17 alloy heat treatment process 他条件下的试样，都能发现相同的规律，即次生 α 相与母相 β 在取向上存在某种对应关系． 但 Burgers 取向关系也存在一定的偏差，并不绝 对的共格关系，有研究发现［23］，随着应变速率的增 加，共格 Burgers 取向关系的偏差会加大． 4 结论 ( 1) 变形温度及应变速率对相含量影响较明 显． 当应变速率保持不变时，随着变形温度的升高， TC17 钛合金淬火组织中初生 α 相含量大幅减少，同 时 α 相的尺寸也有明显的减小． 大部分 α 相晶粒分 布分散且位于高温 β 相晶粒的三叉晶界上． 另外， 温度也会影响片状 α 相的球化程度，在 840 ℃ 时初 生 α 相的等轴化程度较高，随着温度的升高，长条 状初生 α 相增多，初生 α 相的长轴比增大且方向从 平行于压缩轴向垂直于压缩轴的方向转动． · 977 ·

·780· 工程科学学报，第41卷，第6期 (2)经过热处理后，体系内初生α相依旧存在， 8]Poorganji B,Yamaguchi M,Itsumi Y,et al.Microstructure evolu- 且趋于等轴化，亚稳定B相发生了转变，形成了弥 tion during deformation of a near-titanium alloy with different in- itial structures in the two-phase region.Scripta Mater,2009,61 散分布的平衡状态分解产物，即α、B相交互排列的 (4):419 片层状β转变组织.初生：相依旧大量弥散分布于 [9]He D.Zhu J C,Lai Z H,et al.An experimental study of deform- B相的晶界上，经过热处理后，处于亚稳状态的高温 ation mechanism and microstructure evolution during hot deforma- B相发生转变，析出的α片层较大，某些α片几乎 tion of Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V alloy.Mater Des,2013,46:38 贯穿整个粗大的晶粒，同时由于缺少初生α相对晶 [10]Sun J Z,Li M Q,Li H.Interaction effect between alpha and be- 界迁移的阻碍作用，热处理使得B转变组织的晶粒 ta phases based on dynamic recrystallization of isothermally com- 变得更加粗大.当变形温度超过TC17钛合金对应 pressed Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr with basketweave micro- structure.J Alloys Compd,2017,692:403 的B相变温度时，淬火态TC17合金中初生α相完 [11]Srinivasan S G,Cahn J W,Jonsson H,et al.Excess energy of 全回溶到B相中，热处理使亚稳态的B相转化成片 grain-boundary trijunctions:an atomistic simulation study.Acta 状α相，其晶界α相对较粗大. Mater,1999,47(9):2821 (3)热变形可以改善TC17合金的两相取向均 [12]Li L,Luo J,Yan JJ,et al.Dynamic globularization and restora- 匀性，两相的织构组分增多，分布相对分散，但改善 tion mechanism of Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr alloy during iso- thermal compression.J Alloys Compd,2015,622:174 效果α相明显好于B相.B相原本就存在取向上的 [13]Li H M,Li M Q,Luo J,et al.Microstructure and mechanical “宏区”，一次热变形对其取向的改善效果不佳.热 properties of heat-reated Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr.Trans 变形过程中温度影响了两相取向的均匀性，温度是 Nonferrous Met Soc China,2015,25(9):2893 通过影响了α→B相变程度，间接的影响了取向分 [14]Teixeira J DC,Appolaire B,Aeby-Gautier E,et al.Transforma- 布，故温度对两相的取向分布影响相反，α相织构极 tion kinetics and microstructures of Til7 titanium alloy during continuous cooling.Mater Sci Eng A,2007,448(12)135 密度值随温度增大而减小，而β相织构极密度值随 [15]Tarin P,Fernandez A L,Simon A G,et al.Transformations in 温度增大而增大. the Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr (Ti-17)alloy and mechanical and microstructural characteristics.Mater Sci Eng A,2006, 参考文献 438-440:364 16]Karthikeyan T,Dasgupta A,Khatirkar R,et al.Effect of cooling [Zhang K,Yang K V,Lim S,et al.Effect of the presence of mac- rate on transformation texture and variant selection during B rozoes on short crack propagation in forged two-phase titanium al- transformation in Ti-5Ta-1.8Nb alloy.Mater Sci Eng A,2010, loys.Int J Fatigue,2017,104:1 528(2):549 2]Semiatin S L,Bieler T R.The effect of alpha platelet thickness on [17]Xu J W,Zeng W D,Jia Z Q,et al.Microstructure coarsening plastic flow during hot working of T1-6Al-4V with a transformed behavior of Ti-17 alloy with equiaxed alpha during heat treat- microstructure.Acta Mater,2001,49(17):3565 ment.J Alloys Compd,2015,618:343 B3]Xu G D,Wang F E.Development and application on high-emper- [18]Park C H,Kim J H.Hyun Y T,et al.The origins of flow soften- ature Ti-based alloys.Chin J Rare Met,2008,32(6):774 ing during high-emperature deformation of a Ti-6Al-4V alloy (许国栋，王凤娥.高温钛合金的发展和应用.稀有金属， with a lamellar microstructure.J Alloys Compd,2014,582:126 2008,32(6):774) 19] Doherty R D,Hughes D A,Humphreys F J,et al.Current is- [4]Ma S J,Wu X R,Liu JZ,et al.Influence of microstructures on sues in recrystallization:a review.Master Sci Eng A,1997,238 mechanical properties for TC21 titanium alloy.J Aeron Mater, (2):219 2006,26(5):22 120]Mackenzie L W F,Pekguleryuz M 0.The recrystallization and (马少俊，吴学仁，刘建中，等.TC21钛合金的微观组织对力 texture of magnesium-zine-cerium alloy.Scripta Mater,2008,59 学性能的影响.航空材料学报，2006,26(5)：22) (6):665 [5]Semiatin S L,Knisley S L,Fagin P N,et al.Microstructure evo- 21]Suwas S,Beausir B,Toth L S,et al.Texture evolution in com- lution during alpha-beta heat treatment of Ti-6Al-4V.Metall Ma- mercially pure titanium atter warm equal channel angular extru- ter Trans A,2003,34(10):2377 sion.Acta Mater,2011,59(3):1121 6]Bhattacharyya D.Viswanathan G B,Fraser H L.Crystallographic 22]Salib M,Teixeira J,Germain L,et al.Influence of transforma- and morphological relationships between B phase and the tion temperature on microtexture formation associated with a pre- Widmanstatten and allotriomorphic a phase at special B grain cipitation at B grain boundaries in a B metastable titanium alloy. boundaries in an a/B titanium alloy.Acta Mater,2007,55(20): Acta Mater,2013,61(10):3758 6765 [23]van Bohemen S M C,Kamp A,Petrov R H,et al.Nucleation Stanford N,Bate P S.Crystallographic variant selection in Ti- and variant selection of secondary a plates in a B Ti alloy.Acta 6Al-4V.Acta Mater,2004,52(17):5215 Mater,2008,56(20):5907

工程科学学报，第 41 卷，第 6 期 ( 2) 经过热处理后，体系内初生 α 相依旧存在， 且趋于等轴化，亚稳定 β 相发生了转变，形成了弥 散分布的平衡状态分解产物，即 α、β 相交互排列的 片层状 β 转变组织． 初生 α 相依旧大量弥散分布于 β 相的晶界上，经过热处理后，处于亚稳状态的高温 β 相发生转变，析出的 α 片层较大，某些 α 片几乎 贯穿整个粗大的晶粒，同时由于缺少初生 α 相对晶 界迁移的阻碍作用，热处理使得 β 转变组织的晶粒 变得更加粗大． 当变形温度超过 TC17 钛合金对应 的 β 相变温度时，淬火态 TC17 合金中初生 α 相完 全回溶到 β 相中，热处理使亚稳态的 β 相转化成片 状 α 相，其晶界 α 相对较粗大． ( 3) 热变形可以改善 TC17 合金的两相取向均 匀性，两相的织构组分增多，分布相对分散，但改善 效果 α 相明显好于 β 相． β 相原本就存在取向上的 “宏区”，一次热变形对其取向的改善效果不佳． 热 变形过程中温度影响了两相取向的均匀性，温度是 通过影响了 α→β 相变程度，间接的影响了取向分 布，故温度对两相的取向分布影响相反，α 相织构极 密度值随温度增大而减小，而 β 相织构极密度值随 温度增大而增大． 参 考 文 献 ［1］ Zhang K，Yang K V，Lim S，et al． Effect of the presence of mac￾rozones on short crack propagation in forged two-phase titanium al￾loys． Int J Fatigue，2017，104: 1 ［2］ Semiatin S L，Bieler T Ｒ． The effect of alpha platelet thickness on plastic flow during hot working of TI--6Al--4V with a transformed microstructure． Acta Mater，2001，49( 17) : 3565 ［3］ Xu G D，Wang F E． Development and application on high-temper￾ature Ti-based alloys． Chin J Ｒare Met，2008，32( 6) : 774 ( 许国栋，王凤娥． 高温钛合金的发展和应用． 稀 有 金 属， 2008，32( 6) : 774) ［4］ Ma S J，Wu X Ｒ，Liu J Z，et al． Influence of microstructures on mechanical properties for TC21 titanium alloy． J Aeron Mater， 2006，26( 5) : 22 ( 马少俊，吴学仁，刘建中，等． TC21 钛合金的微观组织对力 学性能的影响． 航空材料学报，2006，26( 5) : 22) ［5］ Semiatin S L，Knisley S L，Fagin P N，et al． Microstructure evo￾lution during alpha-beta heat treatment of Ti--6Al--4V． Metall Ma￾ter Trans A，2003，34( 10) : 2377 ［6］ Bhattacharyya D，Viswanathan G B，Fraser H L． Crystallographic and morphological relationships between β phase and the Widmansttten and allotriomorphic α phase at special β grain boundaries in an α/β titanium alloy． Acta Mater，2007，55( 20) : 6765 ［7］ Stanford N，Bate P S． Crystallographic variant selection in Ti-- 6Al--4V． Acta Mater，2004，52( 17) : 5215 ［8］ Poorganji B，Yamaguchi M，Itsumi Y，et al． Microstructure evolu￾tion during deformation of a near-α titanium alloy with different in￾itial structures in the two-phase region． Scripta Mater，2009，61 ( 4) : 419 ［9］ He D，Zhu J C，Lai Z H，et al． An experimental study of deform￾ation mechanism and microstructure evolution during hot deforma￾tion of Ti--6Al--2Zr--1Mo--1V alloy． Mater Des，2013，46: 38 ［10］ Sun J Z，Li M Q，Li H． Interaction effect between alpha and be￾ta phases based on dynamic recrystallization of isothermally com￾pressed Ti--5Al--2Sn--2Zr--4Mo--4Cr with basketweave micro￾structure． J Alloys Compd，2017，692: 403 ［11］ Srinivasan S G，Cahn J W，Jónsson H，et al． Excess energy of grain-boundary trijunctions: an atomistic simulation study． Acta Mater，1999，47( 9) : 2821 ［12］ Li L，Luo J，Yan J J，et al． Dynamic globularization and restora￾tion mechanism of Ti--5Al--2Sn--2Zr--4Mo--4Cr alloy during iso￾thermal compression． J Alloys Compd，2015，622: 174 ［13］ Li H M，Li M Q，Luo J，et al． Microstructure and mechanical properties of heat-treated Ti--5Al--2Sn--2Zr--4Mo--4Cr． Trans Nonferrous Met Soc China，2015，25( 9) : 2893 ［14］ Teixeira J D C，Appolaire B，Aeby-Gautier E，et al． Transforma￾tion kinetics and microstructures of Ti17 titanium alloy during continuous cooling． Mater Sci Eng A，2007，448( 1-2) : 135 ［15］ Tarín P，Fernández A L，Simón A G，et al． Transformations in the Ti--5Al--2Sn--2Zr--4Mo--4Cr ( Ti--17) alloy and mechanical and microstructural characteristics． Mater Sci Eng A，2006， 438--440: 364 ［16］ Karthikeyan T，Dasgupta A，Khatirkar Ｒ，et al． Effect of cooling rate on transformation texture and variant selection during β→α transformation in Ti--5Ta--1. 8Nb alloy． Mater Sci Eng A，2010， 528( 2) : 549 ［17］ Xu J W，Zeng W D，Jia Z Q，et al． Microstructure coarsening behavior of Ti--17 alloy with equiaxed alpha during heat treat￾ment． J Alloys Compd，2015，618: 343 ［18］ Park C H，Kim J H，Hyun Y T，et al． The origins of flow soften￾ing during high-temperature deformation of a Ti--6Al--4V alloy with a lamellar microstructure． J Alloys Compd，2014，582: 126 ［19］ Doherty Ｒ D，Hughes D A，Humphreys F J，et al． Current is￾sues in recrystallization: a review． Master Sci Eng A，1997，238 ( 2) : 219 ［20］ Mackenzie L W F，Pekguleryuz M O． The recrystallization and texture of magnesium-zine-cerium alloy． Scripta Mater，2008，59 ( 6) : 665 ［21］ Suwas S，Beausir B，Toth L S，et al． Texture evolution in com￾mercially pure titanium atter warm equal channel angular extru￾sion． Acta Mater，2011，59( 3) : 1121 ［22］ Salib M，Teixeira J，Germain L，et al． Influence of transforma￾tion temperature on microtexture formation associated with α pre￾cipitation at β grain boundaries in a β metastable titanium alloy． Acta Mater，2013，61( 10) : 3758 ［23］ van Bohemen S M C，Kamp A，Petrov Ｒ H，et al． Nucleation and variant selection of secondary α plates in a β Ti alloy． Acta Mater，2008，56( 20) : 5907 · 087 ·