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 ·