·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 ·