发布日期：2026-5-13 8:34:20
TC4(Ti-6Al-4V)合金是一种 α+β 型双相钛合金，具有比强度高、断裂韧性好、疲劳性能优异、耐腐蚀、焊接性能优良等优点，在航空航天、兵器、海洋工程及生物医用等领域得到了广泛应用[1-4]。
钛合金的组织和性能对热变形参数比较敏感[5-7]。大量研究表明，钛合金高温变形行为和组织演化不仅与变形温度、变形量以及应变速率等因素相关，同时还受到初始组织类型及微观组织参量的影响[8-11]。当钛合金在 β 相区热加工时，β 晶粒发生变形，几何动态再结晶(GDRX)和连续动态再结晶(CDRX)等动态软化机制启动。Fan 等人[12]研究发现，TA15 钛合金在 β单相区变形时，再结晶所需的临界应变较高，且形核速率低，导致组织不均匀。Ghasemi 等人[13]研究发现，TC11 钛合金在 β 单相区变形过程中，增加应变速率和降低变形温度更容易发生动态再结晶，而在高温低应变速率下，更容易发生动态回复。Park 等人[10]研究发现，TC4 钛合金在两相区高温变形过程中的软化行 为，主要归因于 α 丛域的旋转以及 α 相的粗化。Li 等人[14]研究了变形温度对 TA15 钛合金的影响，发现两相区变形的软化机制主要为动态再结晶。He 等人[15]研究发现，TA15 钛合金在中温(800~850 ℃)下变形时，变形机制主要由位错蠕变和自扩散控制，而在高温(850 ℃)下变形时，主要变形机制为再结晶。关于应变速率的影响，研究结果呈现出一定的复杂性。Wang等人[8]研究了应变速率对 SP700 钛合金动态再结晶行为的影响，发现当应变速率大于等于 1.0 s−1 时，产生动态再结晶现象，且应变速率越大动态再结晶现象越明显。王小芳等人[16]在对 TC4-DT 钛合金的研究中却得到了相反的结果，即低应变速率促进了动态再结晶行为的发生，而在较高的应变速率下，只发生动态回复现象，动态再结晶行为受到抑制。Wang 等人[11]以双态组织 TC21 钛合金为研究对象，探讨了其高温变形与再结晶行为。结果表明，相较于等轴组织，片层组织更易发生再结晶。这一现象归因于片层 α 相与 β基体间保持的 Burgers 取向关系，该关系降低了位错运动的阻碍，使其更易切过 α/β 相界面，从而促进了球化过程。Luo 等人[17]研究了片层组织 TC4 钛合金在α+β 两相区的高温变形行为，发现动态再结晶程度随应变速率的增加而降低，随变形量的增大而提高。此外，α 相的热变形行为具有取向依赖性，硬取向 α 晶粒几乎不发生变形和转动，软取向 α 晶粒在大变形后发生动态再结晶[18]。
综上可见，针对近 α 钛合金、α+β 两相钛合金的热变形研究主要集中在高温区域，其变形温度大都在800 ℃以上。在上述温度范围，合金的流变行为、动态再结晶及组织织构演化已有较为系统的研究。然而，针对 TC4 钛合金在两相区低温部分，特别是在 800 ℃以下的热变形及组织演化行为研究，目前仍相对较少。随着航空航天领域对 TC4 钛合金力学性能要求的不断提高，其超细晶化的需求日益迫切。低温两相区热机械加工(TMP)将形变与相变有机结合，是实现组织细化的有效途径。基于此，在现有研究的基础上，聚焦TC4 钛合金片层组织在低温两相区 TMP 过程中的变形行为与组织演化，系统研究其动态再结晶(DRX)及晶粒细化规律，以期为超细晶 TC4 钛合金的制备提供理论指导。
1、实验
实验材料为16mm厚的商用热轧态TC4钛合金板材，其化学成分如表1所示。
表1 TC4钛合金板材化学成分(w/%)
| Ti | Al | V | Fe | C | N | O |
| Bal. | 6.37 | 4.13 | 0.16 | 0. 0.01 | <0.01 | 0.14 |
采用箱式电阻炉对热轧态TC4钛合金板材进行β热处理，过程如下:将炉温升高至1020℃，放入试样保温30min，取出后分别进行水冷、空冷和炉冷处理。图1为不同冷却方式试样的金相照片和扫描电子显微镜(SEM)照片。从图1可以看出，三种不同冷却方式下试样均为片层组织。其中，水冷试样组织中可观察到针状a'马氏体(图1a、1d)，空冷试样(图1b、1e)和炉冷试样(图1c、1f)组织中可观察到片层状a相。随着冷速的降低，a片层宽度增加，炉冷试样的a片层最宽，水冷试样的a片层细小。另外，炉冷试样呈现出连续晶界a相及晶内平行分布的a丛域组织。经测量，炉冷、空冷和水冷试样的a片层平均厚度分别为3.808、1.432、0.496μm。
如图2a所示，利用电火花线切割机沿TC4钛合金板材厚度方向切取尺寸为∅10 mm12 mm的圆柱形热压缩试样。采用Gleeble 3800热模拟机进行热压缩实验，变形温度分别取700、750、800℃，应变速率取0.5s-1，工艺流程如图2b所示。热压缩变形后的试样经过打磨抛光后，用金相腐蚀剂(HF、HNO3、H2O体积比为1:3:7)腐蚀,采用光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM)进行显微组织观察。另取试样，经过打磨抛光后,用电解液(HClO4和CH3COOH体积比为1:9)电解抛光，采用电子背散射衍射(EBSD)技术进行晶体结构分析。
2、结果与分析
2.1不同初始组织TC4钛合金的热压缩行为
图3为TC4钛合金在不同温度下热压缩的流变应力-应变曲线。从图3可知，在变形初始阶段，材料的流变应力随应变增加而增加，并迅速达到峰值。随后，水冷试样表现出显著的动态软化行为,在达到峰值应力后，流变应力随应变增加而持续下降，且在700℃时，应力在达到峰值后下降趋势相对平缓，而在高温下的软化趋势更为明显。动态软化源于片层组织在变形过程中发生动态再结晶，位错湮灭速度大于位错增殖速度，流变应力减小[19-20]。类似的，不同变形温度下的空冷试样亦表现出明显的动态软化行为。对片层组织TC4钛合金而言，亦有研究认为其流动软化行为并非源于a相的动态再结晶，而是a丛域的旋转以及a相的粗化 [10]。然而，炉冷试样表现出显著的稳定流动现象，即随着应变增加，流变应力维持不变。稳定流动源于位错增殖引起的加工硬化与位错湮灭(动态回复/动态再结晶)引起的动态软化达到动态平衡。
TC4钛合金在热压缩过程中表现出典型的单峰型应力-应变曲线特征，表明其在此参数下发生了动态再结晶。本研究的热压缩变形均在两相区进行，故组织中含有一定量的a相。相较于β相，a相在变形过程中消耗的能量较少，所产生的畸变更容易积累，因此a相更易发生动态再结晶[21]。
对比同一变形温度下不同初始组织试样的应力-应变曲线可以发现，水冷试样的峰值流变应力最高，空冷试样次之，炉冷试样最低。同时，水冷试样的动态软化现象最为显著,而炉冷试样的软化程度最弱。这与不同冷速下合金的微观组织有关。水冷获得的片层组织细小，其容纳位错的能力弱，从而使合金迅速发生加工硬化，即在很小的应变时流变应力就达到峰值。同时，细小的a片层使基体位错更容易切过，合金更容易发生再结晶，导致后续变形过程中流变应力不断减小。
2.2不同变形温度下的微观组织演变
图4为变形量80%时，不同变形温度下TC4钛合金的反极图(IPF图)。从图4可以看出，在700℃低温变形过程中，大部分片层组织未发生明显变化，仅有少部分片层发生弯曲，并在片层a相界面处出现了少量再结晶等轴组织。当变形温度升高到750℃时,原始片层组织发生弯曲,再结晶等轴组织含量增加,主要分布在原始a片层界面处，呈现出典型的“项链状”结构。这种项链结构一般认为是发生了不连续动态再结晶(DDRX)[11,22]。当变形温度达到800℃时，原始片层组织含量进一步降低，大部分晶粒发生了球化，晶粒细化效果显著。上述结果表明，片层组织的动态再结晶与变形温度紧密相关。无论是水冷得到的细片层组织，还是炉冷得到的粗片层组织，随着变形温度的升高，动态再结晶比例均增加。
变形温度对材料的显微组织演化有两方面影响:一方面，温度上升使原子的迁移和扩散活动变得更激烈，动态回复增加，从而减小了合金中的存储能，导致再结晶驱动力下降;另一方面，随着温度的升高，晶界的迁移能力增加，再结晶所需要的孕育时间减少，晶核的形成和晶界的生长速率增大。也就是说，在热塑性变形过程中，动态回复与动态再结晶是相互竞争的。本实验结果表明，变形温度升高促进了片层组织的动态再结晶。这可能是由于在较大变形量下(80%)，晶粒内部动态回复的影响弱于动态再结晶。
变形量为80%时，不同变形温度下TC4钛合金的再结晶图如图5所示，图中红色表示变形晶粒，蓝色表示再结晶晶粒，黄色表示回复晶粒。由图5可以看出，随着变形温度的升高，水冷试样的再结晶体积分数显著增加，从6.67%增加到43.8%;空冷试样的再结晶体积分数则呈现先小幅下降后上升的趋势;而炉冷试样的再结晶体积分数表现为先增后减，变形温度升高至800℃时，再结晶体积分数为1.4%，回复晶粒占比增加，这可能与试样发生动态回复有关。在800℃高温下，合金内部位错交滑移与攀移加剧，促进了动态回复及亚结构的形成，此时动态再结晶与动态回复相互竞争，导致炉冷试样的再结晶体积分数较750℃时降低。
对比不同初始组织试样的IPF图可知，水冷试样的晶粒细化效果最明显，其次是空冷试样，炉冷试样的晶粒细化效果最差。变形温度为750℃时，水冷试样已出现大量动态再结晶晶粒，而炉冷试样只出现少量再结晶晶粒。当变形温度增加至800℃时，水冷试样大部分晶粒发生球化，而炉冷试样仍共存片层状与等轴状两种组织形貌。这是由于合金的原始晶粒尺寸越小，热变形过程中的流变应力越大，动态再结晶程度越高[23]。同时，细片层a相与β基体保持着Burgers取向关系，位错更易切过 α/β相界面，促进 α片层球化。
随着变形温度的升高，TC4钛合金水冷试样的再结晶程度增加最为显著。随着冷却速率的降低，初始片层组织的含量增加，尺寸增大。相同变形参数下，原始晶粒尺寸越小，热变形过程中的流变应力越大，晶粒内部储存的畸变能越高。同时，细小片层组织中的位错更易切过，从而促进动态再结晶的发生，加速了a相球化。
晶粒取向差(GOS)代表晶粒内所有点与该晶粒平均取向之间的差值[24]，通常认为GOS值小于2°为再结晶晶粒[25-26]。图6为TC4钛合金在变形量为80%时，不同变形温度下的GOS图,图中蓝色表示再结晶晶粒(GOS<2°)。从图6同样可以看出，随着变形温度的升高，水冷试样的再结晶程度显著增加，从700℃的26.8%增加到800℃的83.5%。
2.3不同变形量下的微观组织演变
图7为TC4钛合金水冷试样在变形温度800℃时，不同变形量下的IPF图。从图7可以看出，随着变形量的增加，片层组织首先发生塑性变形并弯曲，随后片层a相发生动态再结晶并等轴化。变形量越大，合金的动态再结晶晶粒体积分数越大，这一结果与其他双相钛合金两相区变形类似。图8为TC4钛合金水冷试样在变形温度800℃、变形量40%下的晶界图，小角度晶界(LAGBs，2°~15°)用绿线表示，大角度晶界(HAGBs，>15°)用黑线表示。从图8可以看出，当变形量为40%时，水冷试样发生剧烈塑性变形，快速应变硬化使位错密度迅速增加，应变诱导原始晶界弓出，动态再结晶晶粒形核长大，表现为在原始晶界处形成“项链状”不连续动态再结晶晶粒[24]。
2.4不同变形温度下的织构演变
图9为TC4钛合金水冷试样在变形量80%时，不同变形温度下的极图。从图9可知，当变形温度为700℃时，水冷试样的最大极密度出现在{0001}极图的ND向TD方向偏转42°处。同时，在{0001}//ND位置也出现弱的择优取向，整体上呈现{0001}偏向ND的B型织构。{1120}与{1010}极图无明显择优取向。当变形温度为800℃时，最大极密度出现在{0001}平行于TD附近，即形成较强的{0001}//TD的T型织构，同时存在较弱的{0001}//ND的B织构,总体呈现强 T型+弱B型的双织构 [27−28]。这种织构演化规律与合金变形温度及α、β两相的相对含量有关。低温(700℃)变形过程中,α相含量高,TC4钛合金织构演化受α相变形主导，通常a相变形过程中形成<0001>方向与压缩方向平行的 B型织构。在较高温度(800℃)变形过程中,β相含量增加,此时合金织构与α、β两相的塑性变形均相关。a相变形依然形成<0001>平行于压缩方向的B型织构，β相变形形成旋转立方织构。旋转立方织构在后续β→a相变过程中，使得a晶粒<0001>方向平行于TD方向，即形成T型织构。因此，在800℃变形过程中，晶粒内部同时具有B型和T型两种织构[29-30]。
3、结论
(1)β单相区冷却速率对TC4钛合金片层组织形貌有着显著影响，水冷可获得针状a'马氏体相，空冷和炉冷可获得片层a相，并且随着冷却速率的降低，片层a相厚度增加。
(2)TC4钛合金的峰值应力随着变形温度的升高而明显降低。其中，水冷试样的流变应力最大，呈现出明显的动态软化行为，而炉冷试样的流变应力最小，呈现出稳定流动行为。
(3)在变形温度800℃、变形量80%条件下，TC4钛合金水冷试样为超细等轴晶，晶粒细化效果最显著。升高变形温度或增加变形量可促进a相动态再结晶。再结晶晶粒以非连续动态再结晶方式在原始片层组织界面形核并长大。
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（注，原文标题：不同初始组织TC4钛合金在两相区热变形中的组织演变_王勤波）