1、引言

鈦合金具有比強(qiáng)度高、抗疲勞、耐腐蝕等系列優(yōu)異性能，廣泛用于制造飛機(jī)承力梁、起落架、隔框、吊架、機(jī)匣、葉片等重要構(gòu)件[1-4]。隨著航空技術(shù)的不斷發(fā)展，減重與控制成本成為其面臨的重大課題。超塑成形/擴(kuò)散焊接(SPF/DF)技術(shù)在結(jié)構(gòu)減重與降成本方面具有顯著優(yōu)勢。TC4鈦合金具有出色的強(qiáng)韌性能，優(yōu)異的耐腐蝕性及良好的高溫穩(wěn)定性，已廣泛用于機(jī)身、發(fā)動(dòng)機(jī)等復(fù)雜薄壁構(gòu)件制造。然而，相對于其他鈦合金牌號，TC4合金的精密加工和復(fù)雜成型仍極具挑戰(zhàn)性[5-7]。細(xì)晶/超細(xì)晶鈦合金可顯著降低鈦合金超塑性成形溫度并提高成形速率。同時(shí)，細(xì)化晶粒還可提高合金的強(qiáng)塑性匹配及疲勞強(qiáng)度。因此，研究鈦合金在加工及熱處理過程中的組織細(xì)化規(guī)律，開發(fā)超細(xì)晶制備新方法具有重大工程價(jià)值。

熱機(jī)械加工(TMP)是工業(yè)化制備細(xì)晶組織的有效方法[8-9]。對于鈦及鈦合金等高層錯(cuò)能金屬，位錯(cuò)交滑移和攀移容易進(jìn)行。在高溫變形過程中 β相更易發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)(DRV)，而動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DRX)難以發(fā)生[9]。因此很難通過β相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化晶粒。Fan等[9]在TA15合金β單相區(qū)變形過程中發(fā)現(xiàn)，DRX的形核速率較低，從而形成細(xì)小DRX晶粒與粗大原始晶粒組成的混晶組織。TC11合金的研究表明，DRV是合金β單相區(qū)變形的主要機(jī)制，合金只有在低溫、較高應(yīng)變速率下(1000℃/0.1s^-1)發(fā)生連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(CDRX)[10]。Vo等人[11]在IMI834合金β變形的研究中亦發(fā)現(xiàn)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶很難充分進(jìn)行，必須通過后續(xù)靜態(tài)再結(jié)晶使組織細(xì)化。

值得注意的是兩相區(qū)TMP工藝，將形變與相變有機(jī)結(jié)合，材料同時(shí)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及相變，細(xì)化效果顯著9。國內(nèi)外學(xué)者對鈦合金在α/β兩相區(qū)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為及組織細(xì)化規(guī)律進(jìn)行了系列研究[12-14]。結(jié)果表明，不同初始組織影響合金的再結(jié)晶行為，其中細(xì)片層組織最有利于晶粒細(xì)化，變形過程中同時(shí)發(fā)生α相的非勻質(zhì)形核與非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DDRX)。Matsumoto等人[15]指出片層組織兩相區(qū)熱加工過程中發(fā)生DDRX，而等軸組織以CDRX機(jī)制為主導(dǎo);小應(yīng)變量下，α片層界面發(fā)生晶界弓出形核即DDRX,而在片層內(nèi)部形成亞晶,亞晶進(jìn)一步演化為小角度晶界(LAGBs)、大角度晶界(HAGBs)，最終完成CDRX過程。Park等[16]研究了不同片層組織在兩相區(qū)加工過程中的組織演化，其中細(xì)片層

組織再結(jié)晶速率最快，粗片層組織再結(jié)晶速率慢。Park[16-17]等人研究了兩相區(qū)變形工藝對Ti-6Al-4V合金組織演化及再結(jié)晶的影響規(guī)律。結(jié)果表明，變形量增加、溫度/應(yīng)變速率降低促進(jìn)片層a相的動(dòng)態(tài)球化。當(dāng)變形溫度800℃、應(yīng)變量1.4、應(yīng)變速率0.1s^-1時(shí)，可獲得細(xì)小均勻的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒。中南大學(xué)周科朝等人[13]在Ti-55511合金研究中亦發(fā)現(xiàn)，細(xì)片層組織在變形過程中流變應(yīng)力最低，細(xì)化效果顯著。Park等[16]提出了兩相區(qū)降溫軋制工藝，其中兩相區(qū)高溫變形有利于片層α相充分再結(jié)晶，而低溫變形可有效抑制晶粒長大，最終成功制備出Ti-6Al-4V超細(xì)晶組織。日本學(xué)者M(jìn)atsumoto等[18]研究發(fā)現(xiàn)TC4合金晶粒細(xì)化效果與初始組織、變形量、變形溫度以及應(yīng)變速率等多因素相關(guān)。當(dāng)變形溫度700℃，應(yīng)變量0.7，應(yīng)變速率10s^-1時(shí)，可以得到平均晶粒尺寸約1μm的細(xì)晶組織。韓國學(xué)者Park等人[17]在TC4合金中發(fā)現(xiàn)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)隨應(yīng)變量的增加和應(yīng)變速率的提高而增加，合金在在800℃、0.1s^-1應(yīng)變速率、1.4真應(yīng)變下可發(fā)生充分再結(jié)晶，獲得平均晶粒尺寸約2μm的細(xì)晶組織。綜上可見，鈦合金片層組織兩相區(qū)熱加工是商業(yè)上獲得細(xì)晶板材的有效方法。然而，關(guān)于鈦合金兩相區(qū)變形，尤其是兩相區(qū)低溫區(qū)變形的研究更多為Gleeble熱模擬及實(shí)驗(yàn)室軋制。對于鈦合金在兩相區(qū)低溫區(qū)工業(yè)化生產(chǎn)過程中的組織演化行為及細(xì)化機(jī)制的研究卻鮮有報(bào)道。

鈦合金的密排六方結(jié)構(gòu)導(dǎo)致其各向異性強(qiáng)[19]，在塑性變形過程中不同取向晶粒的應(yīng)變分布差異大，易形成細(xì)小動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒與粗大變形晶粒組成的混晶組織。Bieler[20]指出產(chǎn)生非均勻組織與晶粒取向有關(guān)，通過退火發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶有望改善熱軋形成的非均勻組織。中科院金屬所Li等人[21]在Ti-60合金中的研究表明，α/β兩相區(qū)換向軋制可弱化T織構(gòu)，形成單一B織構(gòu)，而傳統(tǒng)單向軋制在材料內(nèi)部形成典型的B+T織構(gòu)。通常，鈦合金室溫變形過程中發(fā)生的基面/錐面滑移、錐面滑移以及{1012}孿晶均使得晶體<0001>方向轉(zhuǎn)向外加應(yīng)力方向，導(dǎo)致B織構(gòu)的形成[22]。然而，換向軋制工藝、退火溫度等對TC4合金軋制板材組織均勻性、B型織構(gòu)的影響規(guī)律仍需進(jìn)一步探究。

本研究以航空工業(yè)中應(yīng)用最廣泛的TC4合金為對象，以β淬火獲得的針α'狀馬氏體為初始組織，研究合金在兩相區(qū)低溫區(qū)換向包覆軋制過程中的組織、織構(gòu)演化規(guī)律。在此基礎(chǔ)上，分析退火工藝對包覆疊軋TC4細(xì)晶板材組織性能的影響規(guī)律。相關(guān)研究可為工業(yè)上制備細(xì)晶鈦合金板材提供技術(shù)支持和理論指導(dǎo)。

2、實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)采用航空級TC4鈦合金鍛坯作為初始材料，其化學(xué)成分如表1所示。成分測量利用ICP-AES及C、O、N、H分析儀確定。利用金相法及DSC差熱分析確定合金相變點(diǎn)約為992℃。材料加工及熱處理流程如圖1所示。首先利用1200mm四輥往復(fù)式熱軋機(jī)對原始鍛坯在β相區(qū)進(jìn)行高溫開坯軋制及兩相區(qū)二火軋制。隨后對試樣進(jìn)行β淬火處理得到針片狀的α'馬氏體。之后在低溫兩相區(qū)內(nèi)進(jìn)行一次換向包覆軋制和二次換向包覆軋制，獲得厚度約1mm，寬度約1200mm，長度約6000mm的合金薄板(為了便于區(qū)分，將一次換向包覆軋制試樣和二次換向包覆軋制試樣分別用CR1和CR2代替)。最后進(jìn)行不同溫度的退火處理，退火溫度分別為720、750、780、810℃，退火時(shí)間為2h。

利用配備有高分辨EBSD探頭的GeminiSEM300場發(fā)射槍掃描顯微鏡(SEM)和蔡司光學(xué)顯微鏡對軋制和退火試樣進(jìn)行顯微組織表征，利用ImageJ軟件，使用“劃線法”進(jìn)行晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)，測量不少于100個(gè)晶粒以提高統(tǒng)計(jì)準(zhǔn)確性。金相樣品利用240#~3000#的碳化硅(SiC)金相砂紙進(jìn)行研磨,再進(jìn)行機(jī)械拋光處理,最后用Kroll試劑進(jìn)行腐蝕。EBSD樣品用金相3000#砂紙研磨后進(jìn)行電解拋光，電解液為醋酸:高氯酸=9:1，電壓選取36.5V，電流約為650mA，拋光30s。利用電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試包覆軋制及退火試樣的室溫力學(xué)性能，實(shí)驗(yàn)方法參照ASTME8及AMS4911標(biāo)準(zhǔn)完成。

表1 TC4合金化學(xué)成分

Table 1 Chemical composition of TC4 alloy(wt%)

3、實(shí)驗(yàn)結(jié)果

3.1合金開坯及二火軋制過程中的組織演化

圖2為鍛坯經(jīng)過1050℃開坯軋制后的微觀組織。 α相發(fā)生塑性變形并產(chǎn)生動(dòng)態(tài)回復(fù)/動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。同時(shí)，在變形過程中，晶界優(yōu)先析出a相，晶界a相在后續(xù)變形過程中發(fā)生變形、彎曲。高溫大變形導(dǎo)致晶界α相呈現(xiàn)不連續(xù)分布，如圖2a所示。晶內(nèi)α相在軋制溫度降至兩相區(qū)時(shí)析出，形成平行分布的α叢域(a colony)。多個(gè)α叢域交錯(cuò)分布，猶如編制的網(wǎng)籃，通常把這種在β單相區(qū)開始變形，在α/β兩相區(qū)結(jié)束變形所得到的組織稱為網(wǎng)籃組織。圖2b為開坯軋制網(wǎng)籃組織的SEM照片。可以看出，片層α相與層間β相平行交替分布，α相長徑比較小。圖3為合金兩相區(qū)二火軋制后的顯微組織，其中圖3a為金相組織，圖3b為掃描電鏡二次電子像。在兩相區(qū)變形過程中，片層α相占主導(dǎo)，主要發(fā)生α相的變形與再結(jié)晶。由于兩相區(qū)變形量較小(40%~50%)，片層a相主要發(fā)生變形并彎曲，同時(shí)α相長徑比進(jìn)一步降低。如圖3a、3b紅色圓圈所示，部分特定區(qū)域α/β相界面處的α相呈現(xiàn)等軸形貌，說明其在熱軋過程中發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

圖4為合金包覆軋制前β單相區(qū)淬火及淬火后兩相區(qū)加熱2h后的微觀組織。如圖4a、4b所示合金在β淬火后形成針狀 α ′馬氏體組織，馬氏體呈現(xiàn)多尺度，多變體分布。如圖4c所示，淬火組織兩相區(qū)加熱后仍呈現(xiàn)片層組織形貌。然而，由于兩相區(qū)加熱，α'馬氏體分解，形成片層a相。相較與 α ′馬氏體，片層a相寬度略微增加。圖4d為兩相區(qū)加熱組織的IPF圖。可見，片層a相亦呈現(xiàn)多尺度、多變體分布。由于a相在相變過程中未經(jīng)過任何變形，此時(shí)α與β相滿足 Burgers關(guān)系，即 (0001) α ∥(1 1 0) β , [11 2 0] α ∥[11 1 ] β 。在上述晶體學(xué)關(guān)系下可形成12種a變體。如圖4e所示，ND附近的極點(diǎn)對應(yīng)的變體，其c軸接近平行于ND方向，熱軋過程中很難發(fā)生充分塑性變形，從而很可能以原始變形晶粒存在于軋態(tài)組織中。而其它α變體與ND方向的夾角大致介于30°~75°,此時(shí)基面、柱面以及錐面滑移施密特因子(SFs)較高,可開啟多系滑移。這類 α變體熱軋過程中可發(fā)生充分變形,進(jìn)而更容易產(chǎn)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,促進(jìn)組織細(xì)化。

圖5為合金β淬火組織經(jīng)過1次包覆軋制(CR1試樣)后的微觀形貌。由圖5a、5b可見板材經(jīng)過包覆軋制后原始α片層組織基本消失，α相發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，呈現(xiàn)類等軸狀，平均晶粒尺寸約1.8μm。圖5c~圖5f進(jìn)一步顯示了CR1試樣的IPF圖以及GOS圖。由圖可見，經(jīng)過一次包覆軋制后形成細(xì)小等軸α晶粒與板條α晶粒組成的混合組織。由IPF圖可見，板條α晶粒以紅色晶粒為主，其取向接近<0001>//ND方向。GOS圖反映了晶粒內(nèi)部取向差角的大小，取向差小于2°的藍(lán)色晶粒為再結(jié)晶晶粒，而取向差角大于2°為變形晶粒。由圖5d、5f可見板條α相GOS值較高，為變形晶粒;而板條間的等軸a相GOS值低于2°，為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒。細(xì)小等軸再結(jié)晶晶粒分布于板條α晶界處，呈現(xiàn)所謂的“項(xiàng)鏈狀”結(jié)構(gòu)，為典型的非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DDRX)特征。

圖6d、6f的GOS圖可見，細(xì)小等軸晶粒為再結(jié)晶晶粒，而尺寸較大的多邊形/等軸晶粒為變形晶粒,2種晶粒均為c軸平行于ND方向的硬取向。合金經(jīng)過2次換向包覆軋制后，在低溫大累積應(yīng)變的作用下，發(fā)生了明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒尺寸顯著細(xì)化。然而由于不同取向晶粒的應(yīng)變分配不同，即硬取向晶粒變形小，而軟取向晶粒變形充分，導(dǎo)致軋制后形成細(xì)小再結(jié)晶晶粒與變形晶粒組成的混晶組織。

圖6為合金β淬火組織經(jīng)過二次包覆軋制(CR2試樣)后的微觀形貌。圖6a、6b為CR2試樣SEM組織，對比圖5a、5b可見，二次軋制后晶粒進(jìn)一步細(xì)化，板條組織消失，α相呈現(xiàn)細(xì)小的等軸晶粒，平均晶粒尺寸約0.89μm。由IPF圖可見，a晶粒形成<0001>//ND的基面B織構(gòu)。由圖6d、6f可見，仍呈現(xiàn)出尺寸較大的變形晶粒(淺綠色/黃色)與細(xì)小等軸再結(jié)晶晶粒(藍(lán)色)組成的混合組織。由圖6d、6f的GOS圖可見，細(xì)小等軸晶粒為再結(jié)晶晶粒，而尺寸較大的多邊形/等軸晶粒為變形晶粒，2種晶粒均為c軸平行于ND方向的硬取向。合金經(jīng)過2次換向包覆軋制后，在低溫大累積應(yīng)變的作用下，發(fā)生了明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒尺寸顯著細(xì)化。然而由于不同取向晶粒的應(yīng)變分配不同，即硬取向晶粒變形小，而軟取向晶粒變形充分，導(dǎo)致軋制后形成細(xì)小再結(jié)晶晶粒與變形晶粒組成的混晶組織。

3.2退火對合金微觀組織及力學(xué)性能的影響

圖7、圖8為二次包覆軋制CR2試樣經(jīng)過720~810℃退火的微觀組織。在720℃/2h退火后，由于溫度較低，試樣不足以發(fā)生完全再結(jié)晶，而只發(fā)生有限的靜態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶比例較軋態(tài)樣品相略有增加，平均晶粒尺寸約1.86μm，如圖7a、圖8a所示。隨著退火溫度的升高，晶粒緩慢長大。同時(shí)，再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)增加，而變形晶粒體積分?jǐn)?shù)降低。在780和810℃(圖7c、7d),平均晶粒尺寸增大到2.91和2.79μm。

圖8為退火溫度對合金再結(jié)晶影響的規(guī)律。其中藍(lán)色為再結(jié)晶晶粒，黃色為亞晶粒，紅色為變形晶粒。隨著退火溫度的升高，再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)不斷增加。而亞晶粒、變形晶粒的體積分?jǐn)?shù)不斷降低。當(dāng)退火溫度升高至780~810℃時(shí)，變形晶粒幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶晶粒。由圖7和圖8可知，退火后晶粒尺寸均勻性相較于軋態(tài)組織有顯著改善。軋制時(shí)，不同取向晶粒動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度不同，有的晶粒剛開始再結(jié)晶，有的仍呈現(xiàn)原始變形晶粒形貌，形成混晶組織。隨著退火的進(jìn)行，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒發(fā)生長大，變形晶粒發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶。基于奧斯瓦爾德熟化理論，退火過程大晶粒晶界不斷遷移吞并小晶粒，晶粒發(fā)生長大，混晶組織得到有效改善。

3.3合金軋制及退火過程中的織構(gòu)演變

已有研究表明，雙相鈦合金在兩相區(qū)熱軋時(shí)(不換向)形成(<0001>//ND)的雙織構(gòu)，T織構(gòu)的存在導(dǎo)致板材橫向強(qiáng)度高于縱向，對超塑性成形及安全服役產(chǎn)生不利影響。由圖9可見，一次包覆軋制后板材整體呈現(xiàn)(<0001>//TD)的T型織構(gòu)，并有強(qiáng)度較低的(<0001>//ND)的B型織構(gòu)，即形成強(qiáng)T+弱B的雙織構(gòu)。T型織構(gòu)的形成源于兩相區(qū)變形過程中，含有一定量的β相，β相在熱變形過程中易形成旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)(rotate cube),旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)在β相向a相相變過程中會促進(jìn)T織構(gòu)的形成。相較于CR1試樣，CR2試樣的B型織構(gòu)(<0001>//ND)更集中，同時(shí)(<0001>//TD)的T型織構(gòu)基本消失。經(jīng)二次換向包覆軋制后織構(gòu)類型發(fā)生改變，由一次包覆軋制的強(qiáng)T+弱B型織構(gòu)演變?yōu)閱我坏膹?qiáng)B型織構(gòu)。這是由于第二次包覆軋制過程中，軋制溫度進(jìn)一步降低，a相含量增加，同時(shí)換向軋制改變了板材的受力方式，更多的α相發(fā)生基面、錐面滑移，促使晶粒由<0001>//TD轉(zhuǎn)向<0001>//ND方向。CR2試樣經(jīng)過不同溫度退火后，其織構(gòu)類型與軋態(tài)試樣接近，仍為B型織構(gòu)。不同的是，隨著退火溫度升高，B型織構(gòu)的強(qiáng)度增加，其可能是退火過程中靜態(tài)再結(jié)晶所致。

3.4合金拉伸性能與強(qiáng)度各向異性

合金經(jīng)不同溫度退火后的室溫拉伸性能如圖10所示。一次包覆軋制的CR1試樣具有高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，且TD方向的強(qiáng)度高于RD方向。隨著退火溫度的升高，合金強(qiáng)度降低，塑性提高，但2個(gè)方向之間始終存在明顯的強(qiáng)度差異。同時(shí)，TD、RD試樣在軋態(tài)的延伸率接近，隨著退火溫度的升高CR1試樣的橫縱向延伸率差異增加。

對于CR2樣品，合金軋態(tài)亦具有較高的強(qiáng)度，RD方向屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為1060和1075MPa,TD方向屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為1075和1085MPa。軋態(tài)試樣的橫向、縱向強(qiáng)度差異僅僅約15MPa。隨退火溫度的升高，橫向、縱向試樣強(qiáng)度均逐漸降低，塑性升高。當(dāng)溫度升高至810℃時(shí)，RD方向屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別降低到909MPa和921MPa,TD方向屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別降低到883.50MPa和912.00MPa。合金橫、縱向力學(xué)性能差異顯著低于一次包覆軋制試樣。從圖10a和10d可以發(fā)現(xiàn)，二次包覆軋制試樣橫、縱向強(qiáng)度差異降低，且隨著退火溫度升高，TD和RD方向強(qiáng)度差異進(jìn)一步縮小。可見，兩相區(qū)換向軋制可顯著降低板材橫向、縱向強(qiáng)度差異，是制備各向同性鈦合金板材的有效方法。

4、分析與討論

4.1板材軋制過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(DRX)

當(dāng)變形量大于臨界變形量時(shí)會引起動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。如圖 5c所示,形成細(xì)小等軸 α晶粒與板條α晶粒組成的混合組織。細(xì)小等軸晶粒沿原晶界突出生長,形成“項(xiàng)鏈狀”結(jié)構(gòu),這是發(fā)生非連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的典型特征 [10,23]。DDRX的形核過程由 HAGBs的遷移主導(dǎo),形核通常在晶界處 [10]。而 CDRX晶粒是經(jīng)過位錯(cuò)積累形成位錯(cuò)胞,位錯(cuò)胞壁形成亞晶,亞晶界不斷吸收晶內(nèi)位錯(cuò)增加取向差 (< 15 °),直至形成再結(jié)晶晶粒。在此過程中取向差角是由LAGBs逐漸向 HAGBs轉(zhuǎn)變的。因此, CDRX形成新晶粒的 HAGBs(由 LAGBs轉(zhuǎn)變)取向差較低。而通過HAGBs遷移形成的晶粒具有任意取向差,其中也存在極高的 HAGBs。如圖 11a為 CR1晶界圖,將 HAGBs (> 15 °)的取向差角分為高、中、低, 3個(gè)區(qū)間,低區(qū)間為 15 ° ～ 20 °用圖中綠線表示,中區(qū)間為 20 ° ～ 50 °用圖中黑線表示,高區(qū)間為 > 50 °,用紅線表示。結(jié)果顯示,高角度晶界取向差角處于 15 ° ～ 20 °區(qū)間的僅占 6.59%,這些晶粒可能是通過 CDRX或 DDRX產(chǎn)生的。但可以推斷完全被高角度晶界 (> 50 °)包圍的晶粒不可能是通過 CDRX產(chǎn)生的。由圖 11可以看出取向差角 > 50 °晶粒比例更高,由此可以推斷在軋制過程中晶粒更多發(fā)生DDRX。

4.2退火對合金力學(xué)性能的影響

4.2.1晶粒尺寸的影響

隨退火溫度的升高,晶粒長大,材料的強(qiáng)度降低。這一變化可用 Hall-Petch關(guān)系式加以分析:

式(1)中, σs為材料的屈服強(qiáng)度, σ0為點(diǎn)陣摩擦阻力(對于同一種材料其值不變), K為常數(shù), d為合金平均晶粒尺寸。

由式(1)可知,屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸的平方根成反比,晶粒尺寸增大,強(qiáng)度減小。隨著退火溫度的升高,晶粒尺寸增大,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸減小,兩者基本符合 Hall-Petch關(guān)系。

4.2.2位錯(cuò)密度的影響

退火過程中,合金發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶,材料內(nèi)部小角度晶界等亞結(jié)構(gòu)減少,位錯(cuò)密度顯著降低,熱軋產(chǎn)生的加工硬化現(xiàn)象消失,導(dǎo)致強(qiáng)度的降低。包覆軋制試樣及不同溫度退火試樣的幾何必須位錯(cuò)(GNDs)密度如圖 12所示。合金退火后GNDs密度降顯著低。在810℃退火后,綠色區(qū)域顯著減少,試樣平均幾何位錯(cuò)密度為 2.51 × 10¹⁴m^?2,與 CR2相比,降低了 1個(gè)數(shù)量級。同時(shí),根據(jù)經(jīng)典泰勒公式:

式中, σ0為合金強(qiáng)度, G是剪切模量, b是 Burgers矢量的大小, a是對位錯(cuò)相互作用進(jìn)行加權(quán)的因子, M為多晶體平均泰勒因子。由式(2)可知,流變應(yīng)力與位錯(cuò)密度的平方根成正比,隨著退火的進(jìn)行,材料內(nèi)部幾何必須位錯(cuò)密度 ρ降低,合金強(qiáng)度 σ0 降低。其次,由于晶內(nèi)幾何必須位錯(cuò)密度的降低,亞結(jié)構(gòu)減少,材料塑性變形過程中可以激發(fā)更多的位錯(cuò)發(fā)生滑移,塑性增加。

4.3織構(gòu)對合金強(qiáng)度各向異性的影響

如圖 9所示, CR1呈現(xiàn) T型織構(gòu), CR2及退火態(tài)樣品均得到 B型織構(gòu),換向軋制使得 T織構(gòu)弱化。鈦合金[0001]方向的彈性模量及強(qiáng)度高于其他方向 [24]。 T型織構(gòu)即[0001]平行于 TD方向,當(dāng)加載軸與 TD的 θ角為 0 °時(shí)柱面和基面滑移的施密特因子(SFs)均為 0,即 T型織構(gòu)導(dǎo)致 TD方向屈服強(qiáng)度高于 RD方向。在對 TC4板材 2次換向軋制后，形成[0001]平行于ND的B型織構(gòu)。為了確定晶體取向?qū)?qiáng)度各向異性的影響，對CR2試樣不同方向(RD、TD)加載時(shí)，柱面、基面和錐面滑移的SFs進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，如圖13所示。圖13a為CR2及不同溫度退火后柱面滑移Schmidt因子圖。通常，柱面滑移為鈦合金塑性變形最優(yōu)開啟的滑移系，決定了合金的屈服強(qiáng)度。由圖13a可見，CR2試樣沿TD、RD方向拉伸時(shí)，其柱面滑移的施密特因子值均較高(約0.4)，經(jīng)過退火處理后合金2個(gè)方向柱面滑移的施密特因子差值趨于一致，但相比于軋態(tài)CR2，退火態(tài)CR22個(gè)方向柱面<a> 滑移的施密特因子差值更小。由此可以推斷，換向軋制形成的B型織構(gòu)使得合金沿TD、RD拉伸時(shí)柱面滑移SFs值高且差異較小，從而導(dǎo)致TD、RD方向的屈服強(qiáng)度差異小。在不同溫度退火后錐面滑移的SFs值如圖13c所示，也呈現(xiàn)出RD、TD方向SFs較高的趨勢，然而由于錐面滑移的臨界分切應(yīng)力高，其在塑性變形中，不是決定合金屈服強(qiáng)度的主要因素。基面滑移的SFs圖表明，沿RD、TD方向拉伸時(shí)，SFs較低(約0.3)，基面滑移不易優(yōu)先開啟。

5、結(jié)論

1)合金在兩相區(qū)一次包覆軋制過程中發(fā)生了DDRX，原始片層消失，a相發(fā)生球化，形成細(xì)小等軸再結(jié)晶α晶粒與尺寸較大的變形晶粒。

2)兩相區(qū)二次包覆軋制可獲得平均晶粒尺寸約為0.89μm超細(xì)晶組織。隨退火溫度升高，合金發(fā)生連續(xù)靜態(tài)再結(jié)晶，晶粒尺寸增大，組織均勻性提高。

3)CR2退火板材強(qiáng)度各向異性小，其源于B型織構(gòu) 的形成，合金沿TD、RD方向變形柱面滑移的施密的因子趨于接近。退火板材強(qiáng)度降低源于晶粒尺寸增加與位錯(cuò)密度降低的協(xié)同作用。

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（注，原文標(biāo)題：包覆軋制TC4細(xì)晶板材組織性能演化規(guī)律_朱文光）

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