·214 工程科学学报，第37卷，第2期 加，这在二次镦拔以及三次镦拔的组织中表现的更为 系内提供α相发生再结晶的驱动力最小，故一次辙拔 明显；一次镦拔的阝网状结构依然存在，二次镦拔局 试样中多数α相发生了形核，但仍然保持较小的晶粒 部组织取向性未能完全消除，而两种方式的三次镦拔 度.随着变形量增加，形变能也相应增加，为α相的进一 不仅取向性完全消除，而且组织基本达到了稳定. 步形核以及长大提供了足够能量，体系内大尺寸的等轴α 由于固溶温度较高，试样中α稳定元素和B稳定 相比例增加，初生α相和次生α相已经难以分辨 元素都会发生长程扩散和重新分布，使得α相和B相 2.2墩拔方式对合金取向分布的影响 更为稳定，其界限也更加明显。随着固溶处理的进行， 2.2.1不同镦拔方式下T-61-4V合金的取向分布图 较长时间的高温为锻造组织中已经形成的较大晶粒尺 图3为T6A-4V原始材料以及不同镦拔方式下 寸的α相长大提供了足够能量，在一次镦拔中最为明 经固溶处理的Ti-6A14V合金取向分布图.可以看 显，初生α相发生明显长大.对比所有镦拔试样中B 出，在四组镦拔试样中，均发生了再结晶，晶粒发生明 转变组织可以发现，一次镦拔试样由于变形量最小，体 显细化，并很好地改善组织的取向性 a (b) d e 0001 0110 20m 1230 图3不同镦拔方式下的Ti6A4V合金取向分布图.(a)原始态：()轴向一次镦拔：(c)轴向二次缴拔：(d)轴向三次徵拔：()换向三次辙拔 Fig.3 Inverse pole figures of Ti-6Al-4V alloy under different upsetting and stretching modes:(a)original:(b)uniaxial 1 time:(c)uniaxial twice:(d)uniaxial 3 times:(e)cross upsetting and stretching 3 times 原始晶粒呈等轴晶，在一次镦拔试样中，由于变形 2.2.2不同镦拔方式下Ti-6A4V合金中α相织构 程度小，大部分晶粒呈等轴状分布，大尺寸的晶粒为镦 图4显示了不同状态下Ti6A14V合金a相取向 拔期间未发生相变的初生《相，小尺寸的晶粒是在镦 拔过程中形核长大的，可以看到小晶粒都分布在大晶 30 粒的周围，因为晶界是优先的形核点，整个体系内取向 差异比较大，α相的取向较为分散.与一次徽拔试样 33 相比，二次镦拔试样中初生相发生明显长大，同时 2 体系内存在大量尺寸约1μm的α相聚集在大尺寸α 15 相附近，α相有沿一定方向拉长的趋势，且取向由 0001)方向偏向4210》方向.轴向三次镦拔试样中《 相晶粒拉长的趋势更加明显，初生α相的尺寸在所有 镦拔试样中最大，且大部分晶粒取向集中于4210〉方 向，与此同时，在大晶粒的晶界附近弥散分布着一系列 原始 轴向 向 h 次墩拔 次拔 次拔 次拔 取向相近的小晶粒.换向三次镦拔试样表现出与二次 徵拔方式 镦拔试样类似的形态和取向分布，试样中存在大量小 图4不同缴拔方式下Ti6A4V合金c相极密度 晶粒呈团簇状分布在大晶粒周围，部分再结晶晶粒发 Fig.4 Densities of a phase in Ti-6Al-4V alloy under different forg- 生长大. ing modes工程科学学报，第 37 卷，第 2 期 加，这在二次镦拔以及三次镦拔的组织中表现的更为 明显; 一次镦拔的 β 网状结构依然存在，二次镦拔局 部组织取向性未能完全消除，而两种方式的三次镦拔 不仅取向性完全消除，而且组织基本达到了稳定． 由于固溶温度较高，试样中 α 稳定元素和 β 稳定 元素都会发生长程扩散和重新分布，使得 α 相和 β 相 更为稳定，其界限也更加明显． 随着固溶处理的进行， 较长时间的高温为锻造组织中已经形成的较大晶粒尺 寸的 α 相长大提供了足够能量，在一次镦拔中最为明 显，初生 α 相发生明显长大． 对比所有镦拔试样中 β 转变组织可以发现，一次镦拔试样由于变形量最小，体 系内提供 α 相发生再结晶的驱动力最小，故一次镦拔 试样中多数 α 相发生了形核，但仍然保持较小的晶粒 度． 随着变形量增加，形变能也相应增加，为 α 相的进一 步形核以及长大提供了足够能量，体系内大尺寸的等轴 α 相比例增加，初生 α 相和次生 α 相已经难以分辨． 2. 2 镦拔方式对合金取向分布的影响 2. 2. 1 不同镦拔方式下 Ti--6Al--4V 合金的取向分布图 图 3 为 Ti--6Al--4V 原始材料以及不同镦拔方式下 经固溶处理的 Ti--6Al--4V 合金取向分布图． 可以看 出，在四组镦拔试样中，均发生了再结晶，晶粒发生明 显细化，并很好地改善组织的取向性． 图3 不同镦拔方式下的 Ti--6Al--4V 合金取向分布图． ( a) 原始态; ( b) 轴向一次镦拔; ( c) 轴向二次镦拔; ( d) 轴向三次镦拔; ( e) 换向三次镦拔 Fig． 3 Inverse pole figures of Ti--6Al--4V alloy under different upsetting and stretching modes: ( a) original; ( b) uniaxial 1 time; ( c) uniaxial twice; ( d) uniaxial 3 times; ( e) cross upsetting and stretching 3 times 原始晶粒呈等轴晶，在一次镦拔试样中，由于变形 程度小，大部分晶粒呈等轴状分布，大尺寸的晶粒为镦 拔期间未发生相变的初生 α 相，小尺寸的晶粒是在镦 拔过程中形核长大的，可以看到小晶粒都分布在大晶 粒的周围，因为晶界是优先的形核点，整个体系内取向 差异比较大，α 相的取向较为分散． 与一次镦拔试样 相比，二次镦拔试样中初生 α 相发生明显长大，同时 体系内存在大量尺寸约 1 μm 的 α 相聚集在大尺寸 α 相附近，α 相 有 沿 一 定 方 向 拉 长 的 趋 势，且 取 向 由 〈0001〉方向偏向〈1210〉方向． 轴向三次镦拔试样中 α 相晶粒拉长的趋势更加明显，初生 α 相的尺寸在所有 镦拔试样中最大，且大部分晶粒取向集中于〈1210〉方 向，与此同时，在大晶粒的晶界附近弥散分布着一系列 取向相近的小晶粒． 换向三次镦拔试样表现出与二次 镦拔试样类似的形态和取向分布，试样中存在大量小 晶粒呈团簇状分布在大晶粒周围，部分再结晶晶粒发 生长大． 2. 2. 2 不同镦拔方式下 Ti--6Al--4V 合金中 α 相织构 图 4 不同镦拔方式下 Ti--6Al--4V 合金 α 相极密度 Fig． 4 Densities of α phase in Ti--6Al--4V alloy under different forg￾ing modes 图4 显示了不同状态下 Ti--6Al--4V 合金 α 相取向 · 412 ·