近 α 型高溫鈦合金具有優(yōu)于高溫合金和鋼的比強(qiáng)度以及優(yōu)良的高溫性能，是航空航天制造領(lǐng)域的重要 高溫結(jié)構(gòu)材料，可用于制造服役溫度高達(dá)600℃的零部件 [1~4] 。Ti60鈦合金是我國(guó)自主研發(fā)的一種600℃ 高溫鈦合金，其棒材、鍛件和板材的生產(chǎn)已具備工業(yè)化批量供貨能力 [5~12] 。

鈦合金具有對(duì)稱性較低的密排六方結(jié)構(gòu)，容易啟動(dòng)的滑移系有限，在軋制過(guò)程中晶粒趨于形成相近的取 向，即容易形成織構(gòu)。鈦合金板材中最常見(jiàn)的兩類織構(gòu)是晶體學(xué) c 軸集中于板材橫向(Trans-verse Direction，TD方向)的T型織構(gòu)和和{0001}基面接近平行于板面的B型織構(gòu) [13] 。目前針對(duì)鈦合金板材織構(gòu) 的研究，主要集中在純鈦和Ti-6Al-4V合金。Williams D.N.等 [14] 研究了純鈦的軋制織構(gòu)，認(rèn)為冷軋織構(gòu) 的形成是滑移變形和 {112 - 2} 孿晶共同作用的結(jié)果；對(duì)于熱軋的Ti-6Al-4V合金，在不同溫度下軋制形成 的織構(gòu)類型有較大的差異，隨著軋制溫度的升高{0001}晶面逐漸偏向板材橫向，即形成T型織構(gòu) [15] 。 Frederick等研究發(fā)現(xiàn)，換向軋制形成穩(wěn)定的B型織構(gòu) [16] ?？棙?gòu)的存在，使材料的腐蝕性能 [17] 、超聲 波傳導(dǎo)速率 [18] 等物理化學(xué)性能和各項(xiàng)力學(xué)性能 [18, 19]表現(xiàn)出明顯的各向異性。這方面的研究主要集 中在常用的Ti-6Al-4V合金。T型織構(gòu)較強(qiáng)的板材橫向表現(xiàn)出較高的屈服強(qiáng)度、彎曲強(qiáng)度以及較高的疲勞壽命 ，但是拉伸和彎曲塑性較低 [20, 21] ；由于疲勞裂紋擴(kuò)展時(shí)傾向于沿[10 1ˉ 0]晶向，與軋制方向呈不同 夾角的試樣中疲勞裂紋與加載軸的角度也不同 [22] ；織構(gòu)還導(dǎo)致板材不同方向上的斷裂韌性出現(xiàn)差異，當(dāng) 柱面<a>滑移{10 1ˉ 0}<11 2 ˉ 0>和錐面<a+c>滑移{11 2ˉ 2}<11 2 ˉ 3>與 平面應(yīng)變狀態(tài)下的最大剪應(yīng)力平面平行時(shí)， K 1c 值較高 [23] 。這表明，織構(gòu)對(duì)鈦合金的各項(xiàng)性能有重要 的影響，是鈦合金生產(chǎn)和實(shí)際應(yīng)用中不可忽視的因素。

但是目前使用溫度在500℃及其以上的高溫鈦合金主要是近 α 型鈦合金，如俄羅斯的 BT25y(550℃)、 美國(guó)的Ti6242(520℃)和Ti1100(600℃)、英國(guó)的 IMI834(600℃)及中國(guó)的 Ti55(550℃)和 Ti60(600℃)等。 這類合金與純鈦和Ti-6Al-4V合金都有較為明顯的差別：與純鈦相比，由于其Al當(dāng)量較高，在變形過(guò)程中沒(méi) 有明顯的孿晶變形；與Ti-6Al-4V合金相比，由于 β 穩(wěn)定元素含量非常低，主要在高溫下軋制成形，隨著 軋制工藝尤其是溫度的變化變形織構(gòu)和轉(zhuǎn)變織構(gòu)的相對(duì)比例變化更大，對(duì)組織和性能的影響較為復(fù)雜。目前 針對(duì)近 α 型高溫鈦合金板材織構(gòu)的相關(guān)研究工作，文獻(xiàn)報(bào)道比較少 [24] 。由于高溫鈦合金板材主要用于 制造先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和超高聲速飛行器的高溫承力結(jié)構(gòu)，其組織和性能的均勻性對(duì)零件的使役性能有重要的 影響。為了保證高溫鈦合金板材質(zhì)量，有必要對(duì)其顯微組織、織構(gòu)類型及其與力學(xué)性能的關(guān)系開(kāi)展深入的研 究。本文研究不同熱處理?xiàng)l件下的強(qiáng)T型織構(gòu)Ti60鈦合金板材的顯微組織、織構(gòu)類型演化規(guī)律和力學(xué)性能， 以明確其力學(xué)性能與顯微組織和織構(gòu)的內(nèi)在聯(lián)系。

1、 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用Ti60合金的名義成分為T(mén)i-5.7Al-4.0Sn-3.5Zr-0.9Mo-0.4Nb-1.0Ta-0.4Si(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))。合金 經(jīng)二次真空自耗熔煉，用金相法測(cè)得的 β 轉(zhuǎn)變溫度為1040?C。鑄錠制成板坯后，在 β 單相區(qū)軋制減薄至 厚度 20 mm，然后在 1030℃沿同一方向軋制為5 mm厚板材。

采用700℃/5h/AC、980℃/2h/AC、1030℃/2h/AC和1050℃/15 min/AC四種工藝對(duì)板材進(jìn)行熱處理，分別 對(duì)應(yīng) α 單相區(qū)、低兩相區(qū)、高兩相區(qū)和 β 單相區(qū)，對(duì)應(yīng)編號(hào)分別為HT- α 、HT- αβ L、HT- αβ H 和HT- β 。對(duì)軋態(tài)和四種熱處理態(tài)的板材均進(jìn)行顯微組織和織構(gòu)分析，觀察位置均為板面(R-T 面)1/2 厚 度處。試樣表面經(jīng)預(yù)磨、精磨、拋光后使用體積比為HF:HNO 3 :H 2 O=1:1:50 的金相腐蝕劑腐蝕，用 Axio-vert 200MAT金相顯微鏡觀察顯微組織，用D8 Dis-cover X射線衍射儀檢測(cè)分析板材織構(gòu)。由于Ti60合 金在室溫下僅殘留極少量 β 相，因而只測(cè)定 α 相{0002}、{10 1ˉ 0}和{10 1 ˉ 1}晶面的不完全極圖 ，再歸一化得到全極圖。沿板材TD和RD方向分別取樣，加工標(biāo)距段直徑為3 mm、長(zhǎng)度15 mm的拉伸試樣，研 究板材的各向異性。拉伸試驗(yàn)在Zwick Z050電子拉伸機(jī)上進(jìn)行，加載速率為150 MPa/min。

使用帶有Oxford EBSD探頭的ZEISS MERLINCompact場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡采集板材EBSD數(shù)據(jù)，使用Channel 5 軟件分析數(shù)據(jù)。將試樣表面用2000#水磨砂紙打磨平整后使用50 nm SiO 2 乳濁液拋光，隨后用金相腐蝕劑 進(jìn)行深度腐蝕，再重復(fù)拋光后用離子刻蝕方法去除表面應(yīng)力。

2、 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織隨熱處理溫度的變化規(guī)律

圖1給出了不同熱處理狀態(tài)板材的顯微組織。

由圖 1a 和圖 1b 可見(jiàn)，軋態(tài)組織和 α 單相區(qū)熱處理(HT- α )組織沒(méi)有明顯的差別，均為由等軸或 拉長(zhǎng)的 α相、細(xì)條狀 α 相和殘留 β 相組成的混合組織。這種組織是兩相區(qū)變形的結(jié)果，可認(rèn)為是變形 態(tài)的雙態(tài)組織；在低兩相區(qū)熱處理(HT- αβ L)后，板材組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫偷碾p態(tài)組織，在板材的原始組織中 等軸或拉長(zhǎng)的 α 相鋸齒狀邊緣變平滑，并發(fā)生明顯的球化、長(zhǎng)大；等軸 α 相的數(shù)量明顯增加，大小發(fā)生 分化；新出現(xiàn)的細(xì)小等軸 α 相為軋態(tài)組織中板條狀 α 相再結(jié)晶的結(jié)果 — — 部分發(fā)生再結(jié)晶后等軸化 ，其余轉(zhuǎn)化為β 相，在冷卻過(guò)程中發(fā)生 β → α 相變，生成黑色襯度的由細(xì)小條狀 α 相和殘余 β 相 組成的 β 轉(zhuǎn)變組織；在高兩相區(qū)熱處理后(HT- αβ H)板材中等軸 α 相體積分?jǐn)?shù)減少到約5%，大多數(shù)等 軸 α 相存在于原始 β 晶界及其附近區(qū)域，原始 β 晶粒尺寸在400 μ m到800 μ m之間，較HT- αβ L 板材明顯增大；在 β 相區(qū)熱處理(HT- β )后板材的組織為片層組織，沒(méi)有等軸 α 相，原始 β 晶粒尺 寸與HT- αβ H板材接近，可觀察到連續(xù)的晶界 α相。綜上所述，軋態(tài)和HT- α 板材為變形態(tài)的雙態(tài)組織 ，HT- αβ L和HT- αβ H板材為熱處理再結(jié)晶雙態(tài)組織，HT- β 板材為片層組織。

圖1 不同熱處理狀態(tài)Ti60鈦合金板材的顯微組織

Fig.1 Microstructures of as-rolled and heat treated Ti60 plates (a) as-rolled, (b) HT- α , (c) HT- αβ L,(d) HT- αβ H, (e) HT- β

2.2 織構(gòu)隨熱處理溫度的變化規(guī)律

圖2給出了不同熱處理?xiàng)l件下板材的{0002}極圖。由圖2a~c可見(jiàn)，軋態(tài)板材經(jīng)HT- α 和HT- αβ L處理 后織構(gòu)類型和強(qiáng)度基本未發(fā)生改變，{0002}晶面法向(即晶體學(xué)c軸方向)在TD方向附近形成集中取向，為典 型的T型織構(gòu)，最大極密度值在8.9~10，表明織構(gòu)較強(qiáng)；經(jīng)HT- αβ H處理后TD方向仍然有較為集中的 {0002}晶面取向，最大極密度值約為6，織構(gòu)強(qiáng)度較軋態(tài)、HT- α 和 HT- αβ L 處理的板材有所降低。同時(shí)，在板面法向ND附近形成較強(qiáng)的 {0002}集中取向，c軸方向偏離ND向RD方向20~30?，最大極密度值可達(dá)8.56，屬于B型織構(gòu)特征，板材整體表 現(xiàn)為由T型織構(gòu)成分和近B型織構(gòu)成分組成的混合織構(gòu)類型；HT- β 處理后板材ND方向附近的近B型織構(gòu)成分 與HT- αβ H處理后的情況相似，但是在板材TD方向未觀察到{0002}集中取向，而在RD方向出現(xiàn){0002}集中取向，最大極密度值約為6.8。為了區(qū) 別于前述常見(jiàn)的T型織構(gòu)，本文將這種在RD方向出現(xiàn)的{0002}集中取向稱為R型織構(gòu)。由此可見(jiàn)，隨著熱處理 溫度由 α 相區(qū)(HT- α )升高到 β 相區(qū)(HT- β )板材中的T型織構(gòu)成分逐漸消失，并逐漸形成近B型織構(gòu) 成分和R型織構(gòu)成分。

圖2 不同熱處理狀態(tài)Ti60鈦合金板材的{0002}極圖

Fig.2 (0002) pole figures of as-rolled and heat treated Ti60 plates (a) as-rolled, (b) HT- α , (c) HT- αβ L,(d) HT- αβ H, (e) HT- β

2.3 室溫強(qiáng)度隨著熱處理制度的變化

圖3給出了不同狀態(tài)Ti60鈦合金板材的室溫強(qiáng)度。與軋態(tài)板材相比，HT- α 板材的屈服強(qiáng)度 (YieldStress，YS)和抗拉強(qiáng)度(UltimateTensileStress，UTS)基本保持不變；在兩相區(qū)熱處理后(HT- αβ L和HT- αβ H)板材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度比軋態(tài)明顯降低，相同方向上(RD或TD)屈服強(qiáng)度降低140 MPa以 上，抗拉強(qiáng)度降低可達(dá) 200 MPa 左右；但是 HT- αβ L 和 HT-αβ H板材室溫強(qiáng)度水平相當(dāng)，后者只比 前者高出20MPa左右，表明 α ＋ β 兩相區(qū)熱處理雙態(tài)組織初生 α相體積分?jǐn)?shù)變化對(duì)強(qiáng)度影響不大，與文 獻(xiàn)[25]的結(jié)果一致；熱處理溫度超過(guò) β 相變點(diǎn)后，HT- β 板材RD方向上的屈服和抗拉強(qiáng)度與HT- αβ H 相比相當(dāng)或略有提高，但是TD方向屈服和抗拉強(qiáng)度與HT- αβ H比明顯降低，下降幅度近100 MPa。

圖3 不同熱處理狀態(tài)Ti60鈦合金板材TD和RD方向室溫強(qiáng)度

Fig.3 Tensile properties at room temperature of Ti60 plates after different heat treatment (a) Yield stress,(b) Ultimate tensile stress, (c) YS TD -YS RD , (d) UTS TD -UTS RD

圖3c和d為分別給出了TD和RD兩個(gè)方向屈服和抗拉強(qiáng)度差隨熱處理溫度升高的變化規(guī)律?？梢钥闯觯? HT- β 板材外，其余板材均表現(xiàn)為T(mén)D方向強(qiáng)度高于RD方向。由圖3c可見(jiàn)，軋態(tài)和HT- α 板材TD與RD方向上 屈服強(qiáng)度的差值僅約為20 MPa，而HT- αβ L和HT- αβ H板材兩個(gè)方向上的差值均約為100 MPa，熱處理 溫度超過(guò) β 相區(qū)后板材的各向異性現(xiàn)象發(fā)生反轉(zhuǎn)，HT- β 板材 RD 方向的屈服和抗拉強(qiáng)度變得高于TD方 向，TD與RD方向強(qiáng)度差值約為-35 MPa左右?？估瓘?qiáng)度的差值也表現(xiàn)出相似的變化趨勢(shì)(圖3d)。這表明，在 兩相區(qū)及以上高溫?zé)崽幚韺?duì)板材室溫強(qiáng)度的各向異性有明顯的影響。

3、 討論

3.1 熱處理溫度對(duì)織構(gòu)的影響

從圖1顯微組織變化規(guī)律和圖2織構(gòu)的演化規(guī)律可以發(fā)現(xiàn)，兩者存在明顯的相關(guān)性：與軋態(tài)組織相比，顯 微組織未發(fā)生明顯的變化(HT- α )或雙態(tài)組織中等軸初生 α 相體積分?jǐn)?shù)較高(HT- αβ L)時(shí)，織構(gòu)類型 和強(qiáng)度基本保持不變；當(dāng)發(fā)生明顯的 α → β → α相變時(shí)即顯微組織中等軸初生 α 相體積分?jǐn)?shù)明顯降 低， β 轉(zhuǎn)變組織體積分?jǐn)?shù)明顯增加時(shí)織構(gòu)類型發(fā)生明顯的變化。由此可推斷，板材中織構(gòu)發(fā)生改變的主要 原因是 β → α 相變生成的次生 α 相形成了新的取向。

圖4 HT- αβ L和HT- αβ H熱處理后板材組織的EBSD分析

Fig.4 EBSD analysis results of HT- αβ and HT- αβ H plates (a) FSD map of HT- αβ L plate, (b) IPF map of HT- αβ L plate, (c) FSD map of HT- αβ H plate, (d) IPF map of HT- αβ H plate

為了明確熱處理過(guò)程中 β → α 相變對(duì)織構(gòu)影響的具體機(jī)制，對(duì)HT- αβ L和HT- αβ H板材進(jìn)行了 EBSD分析，觀察位置仍為R-T面1/2厚度處。圖4給出了HT- αβ L和HT- αβ H板材EBSD觀察區(qū)域的前置背 散射探頭(Fore Scatter Diodes, FSD)成像形貌圖和反極圖分布圖(Inverse Pole Figuremap, IPF)。由圖 4a可見(jiàn)，HT- αβ L熱處理后形成的雙態(tài)組織中僅有少量由 β → α 相變生成的片層狀次生 α 相。圖4a 中隨機(jī)選取了兩個(gè)區(qū)域(圖中白色虛線圓圈)，與圖4b中對(duì)應(yīng)位置的IPF分布圖比較表明，新生成的片層狀次 生 α相取向與周?chē)牡容S α 相取向非常接近。這表明，在低兩相區(qū)熱處理過(guò)程中高溫 β 相體積分?jǐn)?shù)較 低且被大量初生 α 相包圍，冷卻過(guò)程中發(fā)生 β → α 相變時(shí)形成與周?chē)跎?α 相相近的取向；在該熱 處理?xiàng)l件下初生 α 相主要表現(xiàn)為長(zhǎng)大和球化，其取向必然與原狀態(tài)一致，因此板材織構(gòu)基本保持不變；經(jīng) HT- αβ H處理后板材中絕大多數(shù) α 相轉(zhuǎn)變?yōu)?β 相，剩余體積分?jǐn)?shù)約5%(圖1d)。圖4c中有3個(gè)原始 β 晶粒，在對(duì)應(yīng)的IPF分布圖(圖4d)中3條原始 β 晶界用黑色虛線標(biāo) 出，分別標(biāo)記為A、B、C。在圖4c晶界B附近有等軸初生 α 相(白色虛線圈內(nèi)所示)，由IPF圖可見(jiàn)，晶粒2中 與該等軸初生 α 相顆粒相鄰的次生 α 相集束與之保持了相同的取向，但與晶粒2內(nèi)其它次生 α 相集束 的取向差較大，集束間取向差最大約為90?。晶粒3中箭頭所示初生 α 相與其周?chē)拇紊?α 相也保持了相 同取向；晶粒3與晶粒2中兩個(gè)等軸初生 α 相顆粒存在較大取向差，使兩個(gè)原始 β 晶粒內(nèi)對(duì)應(yīng)區(qū)域的次生 α 相也出現(xiàn)較大的取向差。晶界C兩側(cè)不存在初生 α 相，在其兩側(cè)的晶內(nèi)形成了多種取向的次生 α相集 束。綜合以上結(jié)果，與原始 β 晶界毗鄰的初生 α相強(qiáng)烈影響次生 α 相的變體選擇，二者傾向于形成相 同或相近的取向；而當(dāng)原始 β 晶界處不存在初生 α相時(shí)變體選擇較弱，容易形成多種取向的次生 α 相 集束，表現(xiàn)為新織構(gòu)成分的出現(xiàn)。

結(jié)合圖2d可知，HT- αβ H處理后新形成的近B型織構(gòu)強(qiáng)度較高，表明不受初生 α 相影響的次生 α 相也傾向于形成相近的特定取向。根據(jù)Burgers取向關(guān)系：{110} β //{0001} α ，[111] β //[11 2ˉ 0] α ，β 相轉(zhuǎn)變?yōu)?α相時(shí)有12種變體，這12種變體c軸的夾角與 β 相中{110}晶面間的夾角一致，有0? 、60?和90?三種情況 [26] ，但是 β 相織構(gòu)會(huì)對(duì)變體選擇產(chǎn)生重要影響 [27,28] 。當(dāng)相鄰 β 晶粒{110} 晶面取向比較接近時(shí)，次生 α 相將選擇形成{0001}面與兩側(cè)晶粒{110}晶面取向差最小的取向。由于 β -Ti為bcc結(jié)構(gòu)在軋制過(guò)程中容易形成{110}面平行于板面的織構(gòu)，在冷卻至室溫時(shí)殘留的 β 相保留高溫變形時(shí)形成的取向。多項(xiàng)研究表 明，在熱處理?xiàng)l件下形成的 β 相與室溫下原始組織中的 β 相取向相近。這意味著，熱處理形成的β相將 重現(xiàn)其高溫軋制結(jié)束時(shí)的織構(gòu)。由此可推斷，本文中HT- αβ H處理后新形成的近B型織構(gòu)極可能源于高溫 軋制變形產(chǎn)生的 β 相變形織構(gòu)。但是，由于Ti60合金為近 α 型鈦合金，保留到室溫的 β 相極少，很難 用XRD或EBSD測(cè)定其取向，而高溫 β 相的取向也難以直接測(cè)定。

綜上所述，Ti60合金板材在熱處理過(guò)程中織構(gòu)的演變與 α → β → α 相變密切相關(guān)，熱處理溫度下 的初生 α 相含量是決定是否形成新織構(gòu)成分的主要因素，初生 α 相周?chē)拇紊?α 相會(huì)形成與之相同或 接近的取向，不存在初生 α 相的原始 β 晶界生成的次生 α 相可形成多種取向的集束，本文中近B型織 構(gòu)的出現(xiàn)很可能與高溫軋制過(guò)程中產(chǎn)生的 β 相的織構(gòu)有關(guān)。

3.2 熱處理影響室溫強(qiáng)度的內(nèi)在機(jī)制

本文中熱處理溫度對(duì)板材室溫強(qiáng)度的影響主要表現(xiàn)在兩個(gè)方面：1)對(duì)板材室溫強(qiáng)度變化幅度的影響。板 材室溫強(qiáng)度經(jīng) α 單相區(qū)熱處理后基本不變，兩相區(qū)熱處理后明顯降低， β 相區(qū)熱處理后進(jìn)一步降低。根 據(jù)強(qiáng)度降低的幅度，單相區(qū)到兩相區(qū)過(guò)渡強(qiáng)度降低幅度最大；兩相區(qū)初生 α 相體積分?jǐn)?shù)由高到低變化，強(qiáng) 度變化幅度不大； β 單相區(qū)熱處理后TD

方向強(qiáng)度再次出現(xiàn)較大幅度降低，但是小于 α 單相區(qū)到 α + β 兩相區(qū)強(qiáng)度降低幅度。根據(jù)鈦合金 顯微組織類型的定義，圖1中除(e)為片層組織外，其余四種組織均可歸屬于雙態(tài)組織。對(duì)雙相鈦合金固溶熱 處理的研究發(fā)現(xiàn)，雙態(tài)組織中初生 α 相的體積分?jǐn)?shù)對(duì)室溫強(qiáng)度的影響不大 [25] ，但是 α 相板條厚度的 影響較大 [29~31] 。本文中各熱處理板材顯微組織和室溫強(qiáng)度的變化表明，在兩相區(qū)和 β 相區(qū)熱處理后 的板材室溫強(qiáng)度變化情況與文獻(xiàn)結(jié)果相符； α 相區(qū)到兩相區(qū)過(guò)渡，顯微組織及織構(gòu)類型并未發(fā)生重大改變 ，室溫強(qiáng)度大幅下降且降幅超過(guò)兩相區(qū)過(guò)渡到到 β 單相區(qū)后強(qiáng)度的降低幅度。很明顯，僅用顯微組織類型 和織構(gòu)的變化不能合理解釋該現(xiàn)象。2)對(duì)板材各向異性程度的影響。在熱處理溫度較高的板材中室溫強(qiáng)度的 各向異性更明顯一些。各向異性是織構(gòu)引起的，而圖2表明，HT- αβ L板材與軋態(tài)和HT- α 板材中織構(gòu)類 型及強(qiáng)度基本一致，但是其TD和RD兩個(gè)方向室溫強(qiáng)度的差值卻明顯高于HT- α 板材(圖3c和d)。對(duì)比HT- α β L板材、HT- αβ H板材和HT- β 板材又發(fā)現(xiàn)，雖然三種板材顯微組織和織構(gòu)均 較大的差異，但是TD和 RD方向強(qiáng)度差的變化與強(qiáng)度的變化趨勢(shì)相同(圖3a~d)。這表明，板材各向異性變化也不能僅由顯微組織類型 變化及織構(gòu)變化解釋。

除了顯微組織和織構(gòu)兩個(gè)比較明顯影響因素外，一個(gè)比較容易忽略的因素是晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)。晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)存 在于變形組織中，是滑移啟動(dòng)和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)需要克服的首要阻礙。本文中板材強(qiáng)度最大幅度的降低出現(xiàn)在單相 區(qū)到兩相區(qū)熱處理的過(guò)渡階段，TD和RD方向強(qiáng)度差值由小變大，也出現(xiàn)在這個(gè)區(qū)域，該區(qū)域也是晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu) 由大量存在到消除的過(guò)渡區(qū)，因此分析強(qiáng)度和各向異性的異常變化，晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)是首先應(yīng)當(dāng)考慮的因素。

為了研究晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)，采用EBSD技術(shù)對(duì)軋態(tài)、HT- α 、HT- αβ L和HT- αβ H四種狀態(tài)板材中隨機(jī) 選擇的區(qū)域進(jìn)行了局部取向差(Local Misorientation, LM)分析。由于LM值是將一個(gè)像素點(diǎn)的取向與周?chē)? 個(gè)像素點(diǎn)比較得出平均取向差，其實(shí)質(zhì)上表征的是晶內(nèi)取向差(圖 5)。由 LM 值分布圖可見(jiàn)，軋態(tài)和HT- α 板材中LM值在1-5?之間呈接近正態(tài)分布，而HT- αβ L板材和HT- αβ H板材中LM值集中于小于1?的區(qū)間。晶內(nèi)取向差小于1?時(shí)不存在亞結(jié)構(gòu)，而 取向差在1~10?之間時(shí)存在亞晶。由此可見(jiàn)，軋態(tài)和HT- α板材晶粒內(nèi)部存在明顯的亞晶結(jié)構(gòu)，而HT- αβ L 板材和HT- αβ H板材中由于高溫?zé)崽幚硐藖喚ЫY(jié)構(gòu)，導(dǎo)致 α 單相區(qū)到 α ＋ β 熱處理過(guò)渡階段室 溫強(qiáng)度顯著降低；這表明，晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)是導(dǎo)致HT- αβ L板材室溫強(qiáng)度較軋態(tài)和 HT- α 板材明顯降低的主 要原因。同時(shí)，軋態(tài)和HT- α 板材中的晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)使RD方向本應(yīng)容易開(kāi)動(dòng)的柱面a->滑移受到阻礙變得 難以啟動(dòng)，或在啟動(dòng)后很快受到晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)的阻礙，使原本應(yīng)該較低的室溫強(qiáng)度升高，而TD方向上的滑移依 然由于Schmid因子較小的緣故難以啟動(dòng)滑移，因而縮小了兩個(gè)方向上的強(qiáng)度差值；而在HT- αβ L板材和 HT- αβ H板材中晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)的作用可以不考慮，a ->滑移 容易啟動(dòng)，板材表現(xiàn)出應(yīng)有的各向異性水平。由此可見(jiàn)，晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)的另一個(gè)作用是減弱了織構(gòu)導(dǎo)致的各向 異性。

圖5 含T型織構(gòu)Ti60鈦合金板材的LM分析結(jié)果

Fig.5 LM results of Ti60 titanium alloy plates containing T-type textures (a) as-rolled, (b) HT- α ,(c) HT- αβ L, (d) HT- αβ H

在 α ＋ β 兩相區(qū)到 β 單相區(qū)熱處理變化過(guò)程中，Ti60合金板材RD和TD方向的室溫強(qiáng)度表現(xiàn)出不同 的變化趨勢(shì)：TD方向強(qiáng)度先小幅升高、超過(guò) β 相變點(diǎn)后顯著降低，而RD方向屈服強(qiáng)度基本保持不變、抗拉 強(qiáng)度表現(xiàn)出升高的趨勢(shì)，以至于在HT- β 條件下，RD方向強(qiáng)度甚至高于TD方向45 MPa左右(圖3)。

該現(xiàn)象主要與熱處理溫度升高后引起的織構(gòu)變化有關(guān)。具有雙態(tài)組織的 α ＋ β 或近 α 鈦合金，隨 著初生α相體積分?jǐn)?shù)的降低強(qiáng)度微幅升高的現(xiàn)象在很多文獻(xiàn)中均有報(bào)道 [25] ；在 β 相變點(diǎn)以上熱處理， 由于原始晶粒尺寸急劇長(zhǎng)大，強(qiáng)度出現(xiàn)小幅降低、塑性出現(xiàn)較大幅度的降低也是可以預(yù)期的。由于高度合金 化，Ti60合金在拉伸過(guò)程中極少出現(xiàn)孿晶，變形主要依靠{100}<110>柱面滑移和{0001}<110> 基面滑移兩個(gè)滑移系，在不考慮晶體缺陷的情況下，滑移啟動(dòng)的難易程度主要由Schmid因子決定。由于柱面 和基面滑移的滑移方向均為<110>，當(dāng)加載方向與c軸接近平行時(shí)其Schmid因子都很低，不利于滑移開(kāi) 動(dòng)，強(qiáng)度較高，而當(dāng)加載方向與c軸接近垂直時(shí)柱面滑移容易開(kāi)動(dòng)，強(qiáng)度較低。根據(jù)圖2的織構(gòu)分析結(jié)果， HT- β 板RD方向強(qiáng)度高于TD方向、其它板材TD方向強(qiáng)度高于RD方向，均緣于拉伸加載方向與集中取向晶粒 的c軸接近平行。HT- β 熱處理后RD方向?yàn)?α 晶粒c軸取向集中方向，使該方向室溫強(qiáng)度保持了與 α ＋ β 兩相區(qū)熱處理相當(dāng)?shù)乃?，而TD方向?yàn)榕cc軸集中取向垂直的方向，低Schmid因子和粗大原始 β 晶粒兩 個(gè)因素的雙重作用使室溫強(qiáng)度再次出現(xiàn)較大幅度降低。

這些結(jié)果表明，晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)是決定Ti60合金板材室溫強(qiáng)度水平的主要因素，軋態(tài)和HT- α 處理板材中 存在明顯的亞結(jié)構(gòu)，二者的室溫拉伸強(qiáng)度基本相同，明顯高于不存在亞結(jié)構(gòu)的HT- αβ L、HT- αβ H和 HT- β 板材；在兩相區(qū)熱處理，隨著溫度的升高板材強(qiáng)度小幅提高，主要?dú)w因于顯微組織中初生 α 相體 積分?jǐn)?shù)減少使 β 轉(zhuǎn)變組織得到Al元素的固溶強(qiáng)化； 織構(gòu)和粗大 β 晶粒的共同作用使HT- β 熱處理后TD方向強(qiáng)度明顯降低；織構(gòu)是導(dǎo)致板材TD和RD兩個(gè) 方向上強(qiáng)度存在差異的主要原因，但是晶內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)對(duì)容易啟動(dòng)的阻礙滑移系形成阻礙，減弱其各向異性。

4 、結(jié)論

(1) 熱處理溫度對(duì)強(qiáng)T型織構(gòu)的Ti60鈦合金板材的顯微組織和織構(gòu)類型有顯著的影響。在 α 單相區(qū)熱 處理后，板材顯微組織和織構(gòu)基本不變；隨著熱處理溫度由 α + β 兩相區(qū)升高到 β 單相區(qū)等軸初生 α 相的體積分?jǐn)?shù)減少直至完全轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢哟紊?α 相，T型織構(gòu)成分逐漸消失并形成新的織構(gòu)。

(2) 熱處理溫度下的初生 α 相含量是決定能否形成新織構(gòu)成分的主要因素：初生 α 相的大量存在使 新生成的次生 α 相的取向與之相近；初生 α 相較少對(duì)次生 α 相的取向選擇影響減弱，次生 α 相的 {0001}晶面易形成新的集中取向，與高溫軋制形成的 β 相織構(gòu)有關(guān)。

(3) 板材的室溫強(qiáng)度主要受晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)的影響：α 單相區(qū)熱處理未消除軋態(tài)板材中的晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)，室 溫強(qiáng)度基本保持不變； α + β 兩相區(qū)和 β 單相區(qū)熱處理消除了晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)，室溫強(qiáng)度明顯下降。兩相 區(qū)和 β 單相區(qū)熱處理后板材室溫強(qiáng)度的變化，受顯微組織中次生 α 相的影響較大。

(4) 織構(gòu)是導(dǎo)致板材TD和RD兩個(gè)方向上強(qiáng)度產(chǎn)生差異的主要原因，晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)阻礙容易啟動(dòng)滑移系的啟 動(dòng)，從而降低其各向異性。

參 考 文 獻(xiàn)

[1] Boyer R R. An overview on the use of titanium in the aerospace in-dustry [J]. Mater. Sci. Eng., 1996, 213A: 103

[2] Banerjee D, Williams J C. Perspectives on titanium science and technology [J].Acta Mater., 2013, 61: 844

[3] Wang Q J, Liu J R, Yang R. High temperature titanium alloys: sta-tus and perspective [J]. J.Aeronaut. Mater., 2014, 34(4): 1

(王清江, 劉建榮, 楊 銳. 高溫鈦合金的現(xiàn)狀與前景 [J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2014, 34(4): 1)

[4] Jin H X, Wei K X, Li J M, et al. Research development of titanium alloy in aerospace industry [J]. Chin. J. Nonfer. Metals, 2015, 25:280

(金和喜, 魏克湘, 李建明等. 航空用鈦合金研究進(jìn)展 [J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2015, 25: 280)

[5] Li M Q, Lin YY. Grain refinement in near alpha Ti60 titanium alloy by the thermohydrogenation treatment [J]. Int. J. Hydrogen Energy,2007, 32: 626

[6] Jia W J, Zeng W D, Zhou Y G, et al. High-temperature deformation behavior of Ti60 titanium alloy [J]. Mater. Sci. Eng., 2011, 528A:4068

[7] Sun F, Li J S, Kou H C, et al. β phase transformation kinetics in Ti60 alloy during continuous cooling [J]. J. Alloy. Compd., 2013,576: 108

[8] Peng W W, Zeng W D, Wang Q J, et al. Comparative study on con-stitutive relationship of as-cast Ti60 titanium alloy during hot defor-mation based on Arrhenius-type and artificial neural network mod-els [J]. Mater. Des., 2013, 51: 195

[9] Yang L N, Liu J R, Tan J, et al. Dwell and normal cyclic fatigue be-haviours of Ti60 alloy [J]. J. Mater. Sci. Technol., 2014, 30: 706

[10] Jia W J, Zeng W D, Yu H Q. Effect of aging on the tensile proper-ties and microstructures of a near-alpha titanium alloy [J]. Mater.Des., 2014, 58: 108

[11] Zhao Z B, Wang Q J, Liu J R, et al. Texture of Ti60 alloy precision bars and its effect on tensile properties [J]. Acta Metall. Sin.,2015, 51: 561

(趙子博, 王清江, 劉建榮等. Ti60合金棒材中的織構(gòu)及其對(duì)拉伸性能的影響 [J]. 金屬學(xué)報(bào), 2015, 51: 561)

[12] Zhao L, Liu J R, Wang Q J, et al. Effect of precipitates on the high temperature creep and creep rupture properties of Ti60 alloy [J].Chin. J. Mater. Res., 2009, 23: 1

(趙 亮, 劉建榮, 王清江等. 析出相對(duì)Ti60鈦合金蠕變和持久性能的影響 [J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2009, 23: 1)

[13] Wang Y N, Huang J C. Texture analysis in hexagonal materials [J].Mater. Chem. Phys., 2003, 81: 11

[14] Williams D N, Eppelsheimer D S. Origin of the deformation tex-tures of titanium [J]. Nature, 1952, 170: 146

[15] Dillamore I L, Roberts W T. Preferred orientation in wrought and annealed metals [J]. Metall. Rev., 1965, 10: 271

[16] Frederick S F, Lenning G A. Producing basal textured Ti-6Al-4V sheet [J]. Metall. Trans., 1975, 6B: 601

[17] Green J A S. Influence of texture on the corrosion and film forma-tion of a titanium single crystal [J]. Corrosion, 1974, 30: 175

[18] AndersonAJ,ThompsonRB,CookCS.Ultrasonicmeasurementof the Kearns texture factors in zircaloy, zirconium, and titanium [J].Metall. Mater. Trans., 1999, 30A: 1981

[19] Leyens C, Peters M. Titanium and Titanium Alloys [M]. Wein-heim: Wiley, 2003

[20] Bache M R, Evans W J. Impact of texture on mechanical proper-ties in an advanced titanium alloy [J]. Mater. Sci. Eng., 2001, 319-321A: 409

[21] Bache M R, Evans W J, Suddell B, et al. The effects of texture in titanium alloys for engineering components under fatigue [J]. Int.J. Fatigue, 2001, 23(Suppl.): 153

[22] Bowen A W. The influence of crystallographic orientation on the fracture toughness of strongly textured Ti- 6Al- 4V [J]. Acta Metall., 1978, 26: 1423

[23] Tchorzewski R M, Hutchinson W B. Effect of texture on fatigue crack path in titanium-6Al-4V [J]. Met. Sci., 1978, 12: 109

[24] Li W Y, Chen Z Y, Liu J R, et al. Effect of texture on anisotropy at 600℃ in a near- α titanium alloy Ti60 plate [J]. Mater. Sci. Eng.,2017, 688A: 322

[25] Yang L N. Dwell fatigue behavior and damage mechanism of Ti60 alloy [D]. Beijing: University of Chinese Academy of Sciences,2013

(楊麗娜. Ti60合金保載疲勞行為及損傷機(jī)制研究 [D]. 北京: 中國(guó)科學(xué)院大學(xué), 2013)

[26] Cayron C. Importance of the α→β transformation in the variant se-lection mechanisms of thermomechanically processed titanium al-loys [J]. Scr. Mater., 2008, 59: 570

[27] Zhao Z B, Wang Q J, Hu Q M, et al. Effect of β (110) texture inten-sity on α - variant selection and microstructure morphology during β → α phase transformation in near α titanium alloy [J]. Acta Ma-ter., 2007, 126: 372

[28] Lee E, Banerjee R, Kar S, et al. Selection of α variants during mi-crostructural evolution in α/β titanium alloys [J]. Philos. Mag.,2007, 87: 3615

[29] Zong Y Y, Xue K M, Shan D B, et al. Effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties of BT14 titanium al-loy [J]. Mater. Sci. Technol., 2004, 12: 546

(宗影影, 薛克敏, 單德彬等. 熱處理對(duì)BT14鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響 [J]. 材料科學(xué)與工藝, 2004, 12: 546)

[30] Chen X W, Zhang S H, Wang Z T, et al. Effects of heat treatment conditions on microstructure and mechanical properties of TC11 ti-tanium alloy [J]. Heat Treat. Met., 2007, 32(10): 48

(陳學(xué)偉, 張士宏, 王忠堂等. 熱處理工藝對(duì)TC11鈦合金組織及性能的影響 [J]. 金屬熱處理, 2007, 32(10): 48)

[31] Wang Z H, Xia C Q, Peng X M, et al. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Ti62421s high tem-perature titanium alloy [J]. Chin. J. Nonfer. Met., 2010, 20: 2298

(王志輝, 夏長(zhǎng)清, 彭小敏等. 熱處理工藝對(duì)Ti62421s高溫鈦合金組織與力學(xué)性能的影響 [J]. 中國(guó)有 色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20: 2298)