发布日期：2026-3-23 16:06:19
钛合金因其优异的比强度、良好的耐腐蚀性能和高温力学性能，在航空航天、生物医疗等关键领域具有不可替代的地位[1]。在一些服役工况下，构件常承受复杂应力和变温环境，导致循环损伤累积甚至过早失效[2]。因此，研究钛合金在循环应力加载下的组织演变和变形机制，对优化材料设计、评估循环损伤具有重要意义。
TC4 合金属于典型的 α+β 型钛合金。研究[3~7]表明，α 相钛合金的力学性能主要受 hcp 结构 α 相影响，而在 β 型钛合金中可以通过调控析出相演变优化材料性能[8,9]。TC4 合金力学性能与组织类型密切相关，等轴组织通常具有更高强度和更高疲劳寿命，而魏氏组织由于层片组织的晶界密度较大，能够降低裂纹扩展速率，但界面处易形成裂纹，疲劳寿命性能受限[10]。此外，微织构区域(microtextured regions，MTRs)的存在进一步加剧了疲劳损伤风险。在 TC4 合金热机械加工过程中，具有相近取向的 α 晶粒会聚集形成尺寸远大于平均晶粒的 MTRs[11~13]。这些区域在变形中表现为“伪单晶”单元[14]，导致微织构区域界面处显著的应变不协调性和应力集中[15~17]，进而缩短疲劳寿命并增大性能分散度[18~21]。
材料的力学性能不仅与材料的微观组织相关，更与其晶体结构相关[22]。TC4 合金中 α 相为 hcp 结构，滑移主要沿着⟨112̅0⟩和⟨112̅3⟩方向进行。滑移更容易发生在具有⟨112̅0⟩方向的型 Burgers 矢量上，这种滑移可以出现在三个柱面{101̅0}晶面以及基面(0002)上[23~25]。⟨112̅3⟩方向的滑移具有 型 Burgers 矢量，因此更难以激活。已有研究[26]表明，低周疲劳条件下 α 相基面/棱柱面滑移主导变形，微裂纹常沿高 Schmid 因子的路径在初生 α 晶粒内形核。而在加载轴垂直于{112̅0}面的情况下，锥面
综上所述，TC4 合金的滑移机制和组织特征较为复杂，有待进一步深入研究。本工作围绕 TC4 合金的循环变形损伤微观机制，开展了循环变形中微观组织演变、滑移机制实验与分析。通过对比不同循环周次下的微观组织、局部取向差(kernel average misorientation，KAM)，揭示微织构区域主导下的局部塑性应变不均匀性以及锥面
1、实验材料和方法
1.1实验材料
试验材料为准 β 退火态锻造处理的 TC4 合金，整体无明显各向异性。其化学成分(质量分数，%)为：Al 5.5~6.35，V 3.6~4.4，C ≤0.05，N ≤ 0.03，O ≤ 0.13，H ≤ 0.0125，Fe ≤ 0.25，Ti 余量。试样参考 HB 5287—1996《金属材料轴向加载疲劳试验方法》设计，试样几何尺寸和加载方向如图 1 所示，采用线切割进行加工。试样平行段中间红色区域为材料微观表征测试区域，使用 400~2000 号 SiC 砂纸依次打磨，并用粒度为 0.05 μm 的 OPS 悬浮液进行镜面抛光。最后在 Buller Vibrome-2 型振动抛光仪上振动抛光。所用腐蚀液为 Kroll 试剂(3%HF + 6%HNO3 + 91%H2O，体积分数)。
1.2循环加载实验
循环加载实验在MTS Landmark电液伺服疲劳试验机上进行，实验过程采用应力控制，应力加载方向为X0方向，如图1所示，波形为正弦波，频率为10Hz，应力比(R)为0.1，最大应力为700MPa。单个试样循环加载周次分别达到0、100、500、5000周时中断实验，进行材料微观组织和结构表征测试。
1.3微观组织与结构表征
图1红色平行段区域为微观组织与结构表征区域,采用包含五轴样品台的Empyrean型 X射线衍射(XRD)对经过处理的TC4合金试样平行段进行物相分析，仪器最大功率为2.2kW，Cu靶，入射线波长为0.154 nm,θ −2θ联动扫描范围30 ∘ ∼125 ∘,测试电压40kV,电流40 mA,扫描速率2 (∘) /min,步进0.02 ∘。使用 OLS5100激光共聚焦显微镜(LSCM)对该区域进行三维形貌扫描。采用配备有 Symmetry S2电子背散射衍射(EBSD)系统的 JSM-IT800高分辨场发射扫描电子显微镜(SEM)分析循环变形过程中微观组织的变化,测试电压20kV,扫描步长3μm,采集参数 binning为4 ×4。后续处理在 Channel-5软件中完成,用于提取晶粒度、取向信息及相关损伤评价指标。对不同周次疲劳加载的 TC4合金试样,在平行段区域使用线切割切取10 mm ×10 mm ×1 mm的试块。采用 400 5000号砂纸依次打磨并用粒度0.5μm的研磨膏抛光,最后利用双束聚焦离子束对样品进行切割。采用 Talos F200X冷场场发射透射电镜(TEM)对切割后的 TC4合金试样进行电子衍射和位错形貌分析。
2、实验结果与分析
2.1 TC4合金初始微观组织和晶体结构
准β退火态 TC4合金初始显微组织及 XRD谱如图 2所示。由图 2a可见,组织由粗大的β晶粒和晶界α组成,β晶粒内部有不同取向集束α,同一集束内α片层近似平行,片层宽度在2μm左右。图 2 b为α相和β相标准粉末样品的 XRD谱以及 TC 4合金样品 XRD谱。可见,合金主要显示α相的衍射峰,未观察到β −Ti衍射峰,这是由于合金中β-Ti含量较少所致。此外, XRD谱中{11 20}与{10 13}晶面的衍射峰强度明显高于标准粉末样品,表明由于原材料锻造退火处理后晶粒变得粗大,在 XRD测试过程中表现了一定的择优取向,具体为晶粒{11 20}晶面法向优先排列在样品表面法线方向上。
2.2 TC4合金循环变形力学响应
图 3所示为循环加载 0-5000 cyc范围内 TC4合金的应力-应变曲线及塑性应变幅(ε pa )与循环加载周次之间的关系。如图 3a所示,在循环初期,应力-应变滞后环呈现不稳定特征。随着循环周次增加,滞后环逐渐向拉伸应变方向偏移,同时其宽度逐渐减小并趋于稳定,表明材料的循环变形行为从快速硬化阶段进入准稳态阶段。在循环至 5000 cyc时塑性应变达到 6.7%,表明材料发生了塑性变形。根据式(1)计算应变幅 (ε pa ):
式中,ε a 为该循环周次滞后环上应变最大值,ε b 为该循环周次滞后环应变最小值。从ε pa 与循环加载周次的关系(图 3b)来看,在 5000 cyc范围内,曲线可分为两个阶段:第一阶段为 100 cyc以内,应变幅从0.8%快速增加到3%，这一阶段材料塑性应变急剧增加;第二阶段从100 cyc到5000 cyc，应变幅在3%上下波动，进入准稳态阶段，第二阶段占据了材料循环变形寿命的绝大部分。
2.3 TC4合金循环变形微观组织演变
多晶材料循环加载过程中，不同取向晶粒的变形响应存在显著差异，其主导变形机制不仅取决于滑移系激活条件，还受晶界约束、相邻晶粒取向关系等多因素耦合影响。对于TC4合金，由于a相的滑移系数目有限，局部取向和微织构特征对微观塑性变形行为的影响尤为突出。图4为不同循环周次时TC4合金的LSCM表面形貌图、EBSD晶粒取向分布反极图(inverse pole figure，IPF)以及KAM结果。从初始状态至100cyc，部分晶粒发生明显塑性变形(图4a和b)，并形成清晰的驻留滑移带。随着循环周次增加，滑移带密度显著提高，且更多区域开始出现轻微塑性变形。图4e~h为不同加载周次对应的Z0方向IPF，不同颜色代表晶粒不同取向，由于β相含量过低、尺度过小，EBSD测试过程中不能有效解析，所以β相在EBSD测试过程中不予考虑，仅见部分a相粗大晶粒(区域I)Z0方向呈现较明显的(1120)取向，该结果与图2b中{1120}晶面的衍射峰强度明显高于标准粉末样品的现象一致。但在循环变形过程中，不同晶粒颜色未发生明显变化，表明尽管在循环变形过程中滑移系统被激活并在表面形成驻留滑移带，但晶粒没有发生明显旋转，平均取向保持稳定。图4i~l为与图4e~h相应的KAM图。可以看出，随着循环周次增加，位于区域I的微织构内塑性应变局域化加剧，导致晶格畸变程度升高，甚至出现因变形过量而产生的零解析区域。
为定量表征循环变形损伤的微观累积,统计了循环加载前后 KAM分布直方图及其采用对数正态分布函数(f(KAM))的拟合结果, f(KAM)的表达式为:
式中,σ和μ分别是对数正态分布的形态参数和尺度参数。 KAM分布的均值(m KAM )和方差(v KAM )定义为:
m KAM 可用于推断循环加载过程中微观尺度上的塑性应变水平,而v KAM 则能够量化微观结构内应变局部化的程度[31]。图 5为 TC4合金损伤参数m KAM 和v KAM 随循环周次的变化情况。初始状态下,两者均处于较低水平,随着循环周次的增加,两者迅速上升:m KAM 从 0.52升至 0.73,v KAM 由 0.068激增至 0.19。循环 10 cyc以后,材料部分区域发生严重塑性变形出现零解析区域,导致m KAM 和v KAM 突然降低。此后,两者趋于稳定,分别围绕 0.50 0.54与 0.085 0.092低幅振荡。结合图 4 i可见,初始状态下高 KAM区域较少,仅局部团簇或界面显示轻微的应变集中,因此其损伤参数均处于较低水平。图 4 j显示,外载初始作用下部分区域因应力集中导致 Kikuchi衍射花样质量下降,表明大量可动位错被激活并晶内局部形成显著取向梯度,塑性滑移呈现高度局域化,与图 4b中明显塑性变形及致密驻留滑移带直接对应。正是这种极端的局域化变形,导致部分区域(如驻留滑移带核心)的晶格畸变超过了 EBSD的解析极限,形成了“零解析区域”。如图 5所示,这些代表最严重损伤的区域在统计时被排除,是导致随后计算得到的m KAM 和v KAM 出现“急剧降低”这一统计现象的直接原因。而当m KAM 和v KAM 稳定时, KAM分布图(图 4 k和 l)中高 KAM区域面积减少、分布趋于离散,说明大多数晶粒内部的取向梯度已趋于稳态,仅余少量高 KAM斑块残留于晶界或团簇边缘。损伤参数m KAM 和v KAM 的演变趋势与材料宏观力学响应高度一致。
进一步提取不同循环周次、具有典型微织构特征区域I与相同取向区域II的花样质量(band contrast，BC)变化(图6)。BC值反映衍射信号质量，其下降直接关联于位错等晶体缺陷导致的晶格畸变。分析表明，微织构区域I的BC在前100 cyc从77.32快速降低到57.65，降低幅度为25%，此后周次趋于稳定;区域II的BC从0cyc时的100.83变为5000cyc时的85.12，下降约15%。后者BC值始终高于前者，定量证实了微织构区域在循环加载中经历了更剧烈的塑性变形，累积了更高的位错密度与晶格畸变。这一现象取决于微织构区域独特的微观结构。如图4e所示，区域I由多个晶体学取向高度一致的a片层集束构成，形成了一个尺度远大于单个晶粒的“软性”单元。在循环载荷下，这种取向一致性使其表现出“类单晶”行为:集束内部晶粒间的变形约束较弱，允许滑移在多个平行片层间协调传递，从而使整个微织构区域能够协调更大的塑性应变。与之相对，区域II中的细小晶粒受四周取向各异的其他晶粒制约，变形受到强烈约束，故塑性发展缓慢。这种“类单晶”行为使得晶粒团簇能够协调更大的塑性变形，但同时也加剧了其与周围硬取向区域在界面处变形不协调性，导致显著局域应力集中。因此，这种具有特定取向的晶粒团簇在循环载荷下更易成为损伤形核的核心位置[21]。Littewood等[32]在TC4合金塑性变形过程中，发现相同取向晶粒团簇承芨蟮乃苄杂Ρ洌嗔诘挠踩∠蚓ЯＴ虺械８叩牡杂Ρ洌徊街な盗嗽赥C4合金中，微织构区域作为“软区”优先塑性协调变形的现象。
2.4TC4合金循环变形滑移机制
从上述结果来看，滑移是TC4合金循环变形行为的关键。图7a~d对比了不同疲劳循环周次下X0方向IPF演化过程。晶体取向在⟨0001⟩和⟨11 2 ˉ0⟩方向之间，随着循环变形的进行，前100 cyc内⟨0001⟩织构稍微减弱，而(1120)方向的织构强度逐渐增强。从晶体取向示意图(图8e)可见，此时晶粒的{1120}平面接近垂直于加载方向，由此可近似表征为c轴与加载方向正交。
织构的演化直接影响了材料内部各滑移系的Schmid因子分布。图8为不同循环周次下TC4合金α相各滑移系的Schmid因子演变。统计分析表明，在初始状态(图8d)锥面{10}1}
这种由织构主导的滑移机制选择，是材料循环变形响应的核心。通常，在随机织构的a-Ti中，由于锥面位错发生缠结，并且这些缠结结构会进一步演化为位错锁和小角度晶界。这一发现为理解织构材料中由于滑移面平行加载方向被显著抑制;柱面{10}虽然在个别有利取向上较容易激活，但多晶平均水平仍低于锥面
多晶材料的位错滑移不仅取决于滑移系的激活，更受其微观结构特征，特别是相界面的显著影响。图10为初始态和加载5000 cyc后TC4合金样品的TEM像。材料初始态(图10a和b)时，在a相内部残存有少量的位错，这些位错呈现多条平行分布，并且在这些位错之间还交叉分布着较短的位错，并向a相内滑移。随着循环周次增加到5000 cyc，a相内部的微观形貌并未发生明显变化(图10c)，但α/β界面对α相内部平行分布的位错滑移形成阻碍，这种高密度的相界面能够显著提高材料循环寿命。由于循环过程中两相界面处产生切应力，a/β界面处的位错(图10d)数量明显增多，且位错沿界面呈平行分布，说明在循环变形过程中，界面成为新的位错源。
综上所述，TC4 钛合金在循环载荷下的微观变形与损伤演化由晶体取向相关的滑移行为与 α/β 界面处的位错活动共同调控。在织构演化背景下，锥面
3、结论
(1) TC4 合金在循环加载过程中表现为初始快速硬化，应变幅急剧上升，随后进入准稳态阶段。相应地，其微观损伤演化表现为：初期损伤参数 mKAM 和 vKAM 快速升高，标志着微织构区域成为塑性应变高度集中区；随之变形加剧，导致晶格畸变过高而无法解析，引发损伤参数突降，此后进入缓慢波动阶段，最终在界团簇边缘残留高应变带。
(2) 在晶粒 c 轴近似与加载方向垂直的织构条件下，基面{0001}和柱面{101̅0}滑移系被抑制，而锥面{101̅1}
(3) α/β 界面在循环变形中是位错的核心源与累积区：两相界面处由于循环切应力作用下，界面处位错增殖、沿界面平行排列并发生堆积；同时，界面对滑移的阻碍促使位错在界面附近累积，诱发局部应力集中。因此，TC4 合金在循环载荷下的宏观变形，是由晶体滑移与上述界面位错活动共同调控的协同机制所主导。
参考文献
[1] Banerjee D, Williams J C. Perspectives on titanium science and technology[J]. Acta Mater., 2013, 61: 844
[2] Chen B, Bao R, Zhang J Y,et al. Combined design and analysis of durability and damage tolerance for flight structure[J]. J. Beijing Univ. Aeronaut. Astronaut.,2004,30:139
(陈勃,鲍蕊,张建宇等.飞机结构耐久性/损伤容限综合设计与分析[J].北京航空航天大学学报,2004,30:139)
[3] Guo P,Zhao Y Q,Zeng W D,et al. The effect of microstructure on the mechanical properties of TC4-DT titanium alloys[J]. Mater.Sci.Eng.,2013,A563:106
[4] Guo P. Research on damage behaviors of TC4-DT titanium alloys[D]. Xi'an: Northwestern Polytechnical University,2015(郭萍.TC4-DT钛合金损伤行为研究[D].西安:西北工业大学,2015)
[5] Huang S S, Ma Y J, Zhang S L,et al. Influence of alloying elements partitioning behaviors on the microstructure and mechanical properties inα +βtitanium alloy[J]. Acta Metall. Sin., 2019, 55: 741
(黄森森，马英杰，张仕林等.α+β两相钛合金元素再分配行为及其对显微组织和力学性能的影响[J].金属学报,2019,55:741)
[6] Wu W Y, Song C H, Zhang Z S, et al. Microstructure and properties of as-cast Co-28Cr alloy with aging treatment[J]. Chin. J. Rare Met.,2025,49:982
(吴文源，宋成浩，张振山等.时效处理对铸态Co-28Cr合金组织和性能的影响[J].稀有金属,2025,49:982)
[7] Zhu Z S, Wang X N, Tong L, et al. Research and application of damage tolerance titanium alloys for aeronautical use[J]. Mater.China,2010,29(5):14
(朱知寿，王新南，童路等.航空用损伤容限型钛合金研究与应用[J].中国材料进展,2010,29(5):14)
[8] Cheng J. Study on cold deformation, phase transformation and corrosion behavior of a new metastableβ-type Ti-B12 biomedical titanium alloy[D]. Xi'an: Northwestern Polytechnical University,2021
(程军.新型亚稳定β型Ti-B12医用钛合金冷变形、相变与腐蚀行为研究[D].西安:西北工业大学,2021)
[9] Fu Y, Peng H B, Wang H,et al. Engineering omega phase enables a wide temperature range Elinvar effect in metastableβ-Ti alloys[J].J.Mater.Sci.Technol.,2025,225:159
[10] Nalla R K, Ritchie R O, Boyce B L,et al. Influence of microstructure on high-cycle fatigue of Ti-6Al-4V: Bimodal vs. lamellar structures[J]. Metall. Mater. Trans., 2002, 33A: 899
[11] Germain L, Gey N, Humbert M, et al. Texture heterogeneities induced by subtransus processing of nearαtitanium alloys[J]. Acta Mater.,2008,56:4298
[12] Szczepanski C J, Jha S K, Larsen J M, et al. Microstructural influences on very-high-cycle fatigue-crack initiation in Ti-6246[J]. Metall. Mater. Trans.,2008,39A:2841
[13] Germain L, Gey N, Humbert M,et al.β→aa Variant selection in sharp hcp textured regions of a bimodal IMI834 billet[J]. Mater.Sci.Forum,2005,495-497:663
[14] Rugg D, Dixon M, Dunne F P E. Effective structural unit size in titanium alloys[J]. J. Strain Anal. Eng.
[15] Bache M R, Evans W J. Dwell sensitive fatigue response of titanium alloys for power plant applications[J]. J. Eng. Gas Turbines Power,2003,125:241
[16] Whittaker R,Fox K, Walker A. Texture variations in titanium alloys for aeroengine applications[J]. Mater. Sci. Technol., 2010,26:676
[17] Lunt D, da Fonseca J Q, Rugg D,et al. Microscopic strain localisation in Ti-6Al-4V during uniaxial tensile loading[J]. Mater. Sci.Eng.,2017,A680:444
[18] Lunt D, Thomas R, Atkinson M D,et al. Understanding the role of local texture variation on slip activity in a two-phase titanium alloy[J]. Acta Mater.,2021,216:117111
[19] Bridier F, Villechaise P, Mendez J. Slip and fatigue crack formation processes in an a/β titanium alloy in relation to crystallographic texture on different scales[J]. Acta Mater.,2008,56:3951
[20] Evans W J, Jones J P, Whittaker M T. Texture effects under tension and torsion loading conditions in titanium alloys[J]. Int. J.Fatigue,2005,27:1244
[21] Le Biavant K, Pommier S, Prioul C. Local texture and fatigue crack initiation in a Ti-6Al-4V titanium alloy[J]. Fatigue Fract.Eng. Mater. Struct.,2002,25:527
[22] Imani N, Shahmir H, Huang Y, et al. The significance of crystal structure on grain refinement during severe plastic deformation[J]. J. Mater. Sci., 2025, 60: 11616
[23] Zaefferer S. A study of active deformation systems in titanium alloys: Dependence on alloy composition and correlation with deformation texture[J]. Mater. Sci. Eng.,2003,A344:20
[24] Bridier F, Villechaise P, Mendez J. Analysis of the different slip systems activated by tension in a a/β titanium alloy in relation with local crystallographic orientation[J]. Acta Mater.,2005,53:555
[25] Jones I P, Hutchinson W B. Stress-state dependence of slip in Titanium-6Al-4V and other H.C.P. metals[J]. Acta Metall., 1981,29:951
[26] Wu Z H, Kou H C, Li J S, et al. Crack initiation mechanism of a silicide-containing high-strength Ti-5Al-7.5V alloy under low-cycle fatigue loading[J]. Mater. Sci. Eng.,2023, A865: 144654
[27] Wang C L, Yu D P, Niu Z Q,et al. The role of pyramidal⟨c +a⟩dislocations in the grain refinement mechanism in Ti-6Al-4V alloy processed by severe plastic deformation[J]. Acta Mater., 2020, 200: 101
[28] Su R, Liu Q L, Li H Z,et al. Effect of three-stage heat treatment on the composite waveform and variable amplitude fatigue properties of TC4 titanium alloy pulsed laser-arc hybrid welded joints[J]. Int. J. Fatigue, 2025, 191: 108673
[29] Zhu X L. Fatigue damage evaluation of coarse-grained austenitic stainless steel based on EBSD and ultrasound methods[D].Dalian: Dalian University of Technology,2017
(朱效磊.基于EBSD和超声的粗晶奥氏体不锈钢疲劳损伤评价[D].大连:大连理工大学,2017)
[30] Che F, Zhang P, Meng Y Y, et al. Mesoscale damage behavior and meso-macroscale correlation of low-cycle fatigue in Z2CND18.12N austenitic stainless steel[J]. Mater. Sci. Eng.,2022,A854: 143894
[31] Guo Y Y, Zhang B W, Zhou L L, et al. Creep strain and stress state-dependent creep asymmetry during early-stage room-temperature creep in a titanium alloy[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2026, 243:1
[32] Littlewood P D, Wilkinson A J. Local deformation patterns in Ti-6Al-4V under tensile, fatigue and dwell fatigue loading[J]. Int.J. Fatigue, 2012,43:111
（注，原文标题：TC4钛合金循环变形微观组织演化与滑移机制_吴帆）