·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 ·