陈少华等：循环热处理及形变对TC17钛合金片层组织球化和取向的影响 ·1849* 径比普遍大于单道次压缩，变形量的增加使得长径 出的基本相似：α片层的断裂球化并不能使得其断裂 比大的α相更加瘦长，且部分发生了弯曲.多道次压 后的取向得到均匀化.图8中的黑色圆圈中直观的 缩由于变形温度高于单道次压缩，导致其球化程度 反映出了这一点，圈中为一个α片层断裂后的状态， 高于单道次压缩变形，这在周军等圆的研究中也有 从中可以看到明显的相界，断裂后的相取向基 类似结果.α相的晶体学取向规律与图7中所反映 本没有发生变化 a h 001 I210 0110 20m 图8不同次数循环热处理后多道次压缩变形α相的取向成像.()6次：(b)9次 Fig.8 Orientation mapping of a phase in multiple pass compression deformation after different cycles of heat treatment:(a)6 times:(b)9 times 3.2片层组织球化后B相的取向变化及影响因素 度高，取向集中明显.另一方面，由于α相比B相硬度 图9和图10分别为不同次数循环热处理单道次 高，在变形过程中，α相的含量和形态严重影响B相的 和多道次压缩变形后B相的取向成像图.可以看出， 形态和取向分布.热变形过程中，α相的变形程度小 TC17钛合金中B相的取向较难控制，经过不同处理工 于B相，应变主要集中在与α相邻近的较软的B相， 艺后其B相的取向均匀性仍较低，存在严重的取向集 从而形成了比B基体中其他部分亚晶更小的高取向 中现象.在钛合金中，两相不同的晶体结构决定了其 差的亚晶粒0.当应变量达到一定程度，亚晶界在α 在变形过程中的不同特征，两相在变形过程中具有一 相的缺陷处发展，随后B相沿α/α亚晶界穿入，使得 定的协调性.随着变形量的增加，魏氏组织中原始阝 原相破碎成长径比更小的等轴α相.同时，B相也 晶粒及其内部的片层α相发生塑性变形，组织沿金属 被拉长并形成很多亚晶粒，从而在变形较大的B晶界 流动方向被压扁拉长，片层组织破碎成等轴状.高温 附近形成由高角晶界包围的细小的再结晶晶粒即 变形条件下，由于α相的再结晶速度快于B相，使破 因此B相的晶粒转动程度更大，其取向更加集中.从 碎后的α相长大形成等轴α相回.因此在变形过程 图7和图8中可以看出，α相的取向相对均匀，但是与 中，α相的各向异性首先降低，取向更加均匀：B相再 之对应的图9和图10中B相的取向集中现象比较 结晶速度慢，加之再结晶的不均匀，导致其各向异性程 明显 a b -20山m 图9不同次数循环热处理后单道次压缩变形B相的取向成像.(a)6次：(b)9次 Fig.9 Orientation mapping of B phase in single pass compression deformation after different cycles of heat treatment:(a)6 times:(b)9 times 相基本断裂球化，但是其取向均匀性仍没有发生较大 4结论 变化.因此，此球化处理工艺并不能使钛合金的取向 (1)TC17钛合金在两相区进行单纯的循环热处 得到均匀化. 理，魏氏组织消失，组织得到显著改善.随着循环次数 (3)T℃17钛合金中，两相不同的晶体结构决定了 的增加条状α相的球化程度随之增加. 其在变形过程中的不同特征。变形中两相的再结晶速 (2)通过循环热处理及形变结合的球化处理， 度及其强韧性导致了两相取向的差异性，α相的再结 TC17合金原始魏氏组织基本转变为等轴组织，晶界 晶速度快于B相，在变形过程中，α相的各向异性首先陈少华等: 循环热处理及形变对 TC17 钛合金片层组织球化和取向的影响 径比普遍大于单道次压缩，变形量的增加使得长径 比大的 α 相更加瘦长，且部分发生了弯曲． 多道次压 缩由于变形温度高于单道次压缩，导致其球化程度 高于单道次压缩变形，这在周军等［8］的研究中也有 类似结果． α 相的晶体学取向规律与图 7 中所反映 出的基本相似: α 片层的断裂球化并不能使得其断裂 后的取向得到均匀化． 图 8 中的黑色圆圈中直观的 反映出了这一点，圈中为一个 α 片层断裂后的状态， 从中可以看到明显的 α 相界，断裂后的 α 相取向基 本没有发生变化． 图 8 不同次数循环热处理后多道次压缩变形 α 相的取向成像 . ( a) 6 次; ( b) 9 次 Fig． 8 Orientation mapping of α phase in multiple pass compression deformation after different cycles of heat treatment: ( a) 6 times; ( b) 9 times 3. 2 片层组织球化后 β 相的取向变化及影响因素 图 9 和图 10 分别为不同次数循环热处理单道次 和多道次压缩变形后 β 相的取向成像图． 可以看出， TC17 钛合金中 β 相的取向较难控制，经过不同处理工 艺后其 β 相的取向均匀性仍较低，存在严重的取向集 中现象． 在钛合金中，两相不同的晶体结构决定了其 在变形过程中的不同特征，两相在变形过程中具有一 定的协调性． 随着变形量的增加，魏氏组织中原始 β 晶粒及其内部的片层 α 相发生塑性变形，组织沿金属 流动方向被压扁拉长，片层组织破碎成等轴状． 高温 变形条件下，由于 α 相的再结晶速度快于 β 相，使破 碎后的 α 相长大形成等轴 α 相［19］． 因此在变形过程 中，α 相的各向异性首先降低，取向更加均匀; β 相再 结晶速度慢，加之再结晶的不均匀，导致其各向异性程 度高，取向集中明显． 另一方面，由于 α 相比 β 相硬度 高，在变形过程中，α 相的含量和形态严重影响 β 相的 形态和取向分布． 热变形过程中，α 相的变形程度小 于 β 相，应变主要集中在与 α 相邻近的较软的 β 相， 从而形成了比 β 基体中其他部分亚晶更小的高取向 差的亚晶粒［20］． 当应变量达到一定程度，亚晶界在 α 相的缺陷处发展，随后 β 相沿 α/α 亚晶界穿入，使得 原 α 相破碎成长径比更小的等轴 α 相． 同时，β 相也 被拉长并形成很多亚晶粒，从而在变形较大的 β 晶界 附近形成由高角晶界包围的细小的再结晶晶粒［21］． 因此 β 相的晶粒转动程度更大，其取向更加集中． 从 图 7 和图 8 中可以看出，α 相的取向相对均匀，但是与 之对应的图 9 和图 10 中 β 相的取向集中现象比较 明显． 图 9 不同次数循环热处理后单道次压缩变形 β 相的取向成像 . ( a) 6 次; ( b) 9 次 Fig． 9 Orientation mapping of β phase in single pass compression deformation after different cycles of heat treatment: ( a) 6 times; ( b) 9 times 4 结论 ( 1) TC17 钛合金在两相区进行单纯的循环热处 理，魏氏组织消失，组织得到显著改善． 随着循环次数 的增加条状 α 相的球化程度随之增加． ( 2) 通过循环热处理及形变结合的球化处理， TC17 合金原始魏氏组织基本转变为等轴组织，晶界 α 相基本断裂球化，但是其取向均匀性仍没有发生较大 变化． 因此，此球化处理工艺并不能使钛合金的取向 得到均匀化． ( 3) TC17 钛合金中，两相不同的晶体结构决定了 其在变形过程中的不同特征． 变形中两相的再结晶速 度及其强韧性导致了两相取向的差异性，α 相的再结 晶速度快于 β 相，在变形过程中，α 相的各向异性首先 · 9481 ·