熱力耦合作用下鈦合金動態(tài)相變行為研究進展

樊江昆, 賴敏杰, 唐 斌, 寇宏超, 李金山

（1.西北工業(yè)大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072；2.先進金屬材料精確熱成型技術國家地方聯合工程研究中心，西安 710072）

鈦合金由于具有高比強度、耐腐蝕等優(yōu)異的綜合性能，已被廣泛應用于航空、航天、航海、生物醫(yī)療等領域[1-5]。鈦合金通常需要進行一系列復雜的熱機械處理，以獲得與服役性能相對應的微觀組織[6-8]。然而，鈦合金微觀組織對熱變形和熱處理參數極為敏感，導致工藝過程較難控制。熱加工過程中的相轉變、α相破碎球化以及回復再結晶行為等組織演化現象對合金最終性能具有直接影響，也是制定熱加工工藝、熱處理工藝參數的重要依據。要實現合金微觀組織的精確調控，突破微觀組織、織構表征和掌握其演變規(guī)律是必由之路。因此，對鈦合金進行系統的熱變形行為及其組織演變的研究很有必要。

鈦合金熱變形行為及其組織演變規(guī)律的研究大多集中于合金變形的力學行為或者變形組織及織構特征[9-12]，關于熱力耦合作用下的動態(tài)相變規(guī)律研究鮮有深入報道。鈦合金熱變形過程中的動態(tài)相變問題表現出以下特征：（1）除了熱處理過程中常見的相變行為，合金變形可能誘發(fā)相轉變，如應力誘發(fā)馬氏體、應力誘發(fā)ω相、變形孿晶等相轉變行為；（2）變形過程中的動態(tài)回復和動態(tài)再結晶行為與相轉變過程相互作用；（3）變形引入的缺陷（如位錯、滑移帶、亞晶界、織構等）直接影響形核位置及長大行為；（4）動態(tài)相變熱力學/動力學特征受到變形影響，導致相轉變過程被促進或抑制，并影響析出相形貌特征；（5）熱力耦合作用下的相變晶體學特征與常規(guī)熱處理條件下的相應特征會有顯著區(qū)別。上述問題導致鈦合金熱變形過程中的動態(tài)相變行為變得極為復雜，深入揭示其演變規(guī)律也變得相當困難。這也是很多研究報道經?！昂鲆暋眲討B(tài)相變問題的直接原因。

本文針對鈦合金材料熱變形過程中的動態(tài)相變行為，總結熱力耦合作用下鈦合金變形及相變的主要特征和規(guī)律，重點從析出相形貌特征、變體選擇機制和動力學特征三個方面介紹熱力耦合作用下鈦合金相轉變規(guī)律的研究進展，并對其熱力耦合作用下動態(tài)相變規(guī)律研究發(fā)展趨勢進行總結和展望。

1 鈦合金的熱變形行為

鈦合金熱變形過程實際上是材料內部同時發(fā)生加工硬化與動態(tài)軟化，并相互博弈、相互競爭的過程。變形導致位錯密度增大并塞積，發(fā)生加工硬化。而主要的軟化機制分別為動態(tài)回復（dynamic recovery，DRV）和 動 態(tài)再 結 晶 （dynamic recrystallization，DRX），其他可能伴隨的軟化機制有顯微組織的破碎球化、塑性流變（局部）和材料變形開裂等。在近α及α + β鈦合金中，DRV/DRX主要發(fā)生在α相中，而對于亞穩(wěn)β和β鈦合金材料，DRV/DRX則主要發(fā)生在β相基體中，因為變形主要由滑移系更多的β相來協調。研究表明，不連續(xù)動態(tài)再結晶（discontinuous dynamic recrystallization，DDRX）[13]和連續(xù)動態(tài)再結晶（continuous dynamic recrystallization，CDRX）[14-15]在鈦合金熱變形過程中均存在。然而，對于高層錯能的鈦合金材料而言，熱變形主要軟化機制仍然是DRV[16]。當變形溫度升高，主要軟化機制則從DRV變?yōu)镈RX[15]。升高變形溫度和降低應變速率均能促進DRX的發(fā)生[17]。

組織破碎和球化也是鈦合金熱變形過程中常見的組織演變，可以歸結為動態(tài)球化行為和靜態(tài)球化行為。常見的動態(tài)球化模型可分為兩種，即界面分離模型和板條剪切模型[18-21]。其中，對于板條剪切模型，可視其為典型的CDRX，只是由于片層厚度的限制導致其在熱變形過程中直接發(fā)生了破碎。靜態(tài)球化模型即末端遷移球化模型，其將片層α相作為整體考慮，α/β之間的合金元素濃度梯度作為驅動力使片層組織之間原子相互擴散。隨著時間t的延長或者后續(xù)進行熱處理，片層變短粗化。一般情況下，片層α相的球化首先是通過動態(tài)球化模型發(fā)生破碎，產生界面，然后通過末端遷移機制使α相晶粒進一步球化。對于較厚的α相片層或者尺寸較大的等軸α，新晶粒是通過DRX形成的，自身球化作用有限。研究表明，α相破碎球化動力學與α/β相界面有關[22]。α/β相界面共格關系的破壞會促進片層α相的動態(tài)破碎過程，因為：（1）非共格相界面有利于阻礙位錯運動；（2）α/β 界面能升高。另外，α片層集束在變形中的球化也是不均勻的。研究表明，球化程度與α相的c軸和應力方向有關。當c軸與壓縮方向平行時，球化則難以進行。α相棱面和基面滑移難以被激活啟動，這些“硬取向”區(qū)域會形成宏觀上的變形帶，片層發(fā)生扭折彎曲，而易于球化的α相c軸與壓縮軸呈15°～75°角。這些可以解釋合金坯料中Macrozone中αp織構強度和形貌的不同[23]。

鈦合金變形微觀機理主要取決于合金中β穩(wěn)定元素含量[24-25]。隨著β相穩(wěn)定性的降低，變形機制由位錯滑移過渡為型孿生和型孿生[26-28]。與此同時，應力誘發(fā)相變，如ω相和α'馬氏體相也在許多鈦合金中被發(fā)現。亞穩(wěn)β鈦合金如Ti-5553合金等含有較多的β穩(wěn)定元素，致使變形過程中很難形成孿生或者馬氏體[25]，其在高溫區(qū)域（如800 ℃）和低溫區(qū)域（如600 ℃）變形中均沒有馬氏體或者孿生出現。位錯滑移為Ti-5553合金熱變形主導變形機制。Hanada等在其他的鈦合金中也觀察到相同的滑移機制[29]。人們在接近室溫的變形條件下觀察到變形誘發(fā)α'/α''/ω/孿晶，但位錯滑動起主導作用的事實依然不能改變。同時，熱變形顯著改變合金相變動力學特征，促進或者抑制相轉變過程主要取決于變形溫度等條件[30]。綜上，可繪制鈦合金的變形機制隨變形溫度的變化示意圖，如圖1所示。

圖1 鈦合金變形機制與變形溫度關系示意圖[31]Fig. 1 Schematic diagram of deformation mechanisms of titanium alloy related to temperature[31]

然而，多數鈦合金在α + β相區(qū)進行的熱變形研究都直接忽略掉α相動態(tài)形核析出的事實。因為存在外加應力場和溫度場的耦合作用，所以變形和相變的復雜交互影響很難給出合理的描述和解釋，變形引入的缺陷如位錯、滑移帶、亞晶界、Macrozone等對相變規(guī)律的影響尚不完全明確，這也是金屬材料熱變形研究工作中的一個難點所在。

2 鈦合金中的相與相轉變規(guī)律

2.1 鈦合金典型固態(tài)相變

鈦合金中存在多種相結構（如 β、α、α'、α'、ω等）和對應的固態(tài)相變過程?；阝伜辖鸬墓虘B(tài)相變理論，研究者開發(fā)出多種熱加工手段，通過改變相變路徑、改變熱變形工藝參數等方法可以獲得不同組織狀態(tài)的鈦合金，從而滿足實際應用的需求。β→α是鈦合金中最主要的相變過程，屬于典型的擴散/位移型轉變[32-33]。鈦合金優(yōu)異且寬泛可調的力學性能就得益于α相形貌及分布特征的多樣性[34]。Fan 等[34-36]通過對 αGB（晶界 α）、αI（晶內α）、αp（初生 α）和 αs（次生 α）的精確調控，成功優(yōu)化亞穩(wěn)β鈦合金Ti-7333的熱處理工藝及微觀組織，實現強塑性的良好匹配，力學性能優(yōu)于國內外同類合金，具有較大的開發(fā)潛力和應用前景。α相與β基體通常保持伯格斯取向關系（Burgers orientation relationship， BOR） ， 即 {0001}α||{110}β，[37]。由于晶體對稱性的原因，理論上一共有12個不同的α相變體，且同一β晶粒內α相變體之間保持一定的軸角對關系[38]。β→ω轉變經常發(fā)生在近β、亞穩(wěn)β鈦合金中，屬于典型的shuffle轉變。ω相通常分為無熱ω相和等溫ω相，分別從高溫β相區(qū)快速淬火和在低于550 ℃[18,39-40]的溫度區(qū)間內時效析出。大量研究表明[39-42]，ω相有助于α相的形核，發(fā)生ω→α轉變，稱之為ω相輔助α相形核機制（ω-assisted nucleation mechanism）。Furuhara等[43]報道了β、ω和α三者之間的晶體學取向關系，即，。由于鈦合金中ω相通常呈彌散分布，因此利用ω相輔助α相形核可以獲得彌散均勻分布的細小α相。Li等[44]最新研究結果發(fā)現，半共格ω/β相界面和O元素的富集促使α相的形核，而在初期的共格ω相晶坯/β相界面處，即使有O元素的富集也沒有發(fā)現α相形核的現象。近α和α + β鈦合金在快速冷卻過程中β相中的原子容易在短時間內經過短距離遷移發(fā)生β→α'或β→α'轉變，其均屬于典型的非擴散型相變。形成α'或α'主要取決于合金元素含量，高Al當量的近α 鈦合金中更易出現 α′相[45]。α'為六方結構，α′與β相保持近似Burgers位向關系：，[1]，慣習面為或。α'馬氏體具有介于β相基體和α相結構之間的底心正交晶格結構，一般呈板條狀或細針狀[46-48]并與β基體保持特定的取向關系，即（100）α''//（110）β，[111]α''//[111]β[49]。α'和 α'馬氏體同樣可以作為中間亞穩(wěn)相輔助 α 相形核[50]，發(fā)生 α'/α'→α 轉變，從而影響α相形貌及分布甚至力學性能。

2.2 α 相和 β 相的結構特征

作為鈦合金中最為重要的兩個相結構，α相和β相的結構特征值得深入表征和分析。鈦合金中的β相通常被認為是理想的BCC結構相，但事實上在某些類型的鈦合金中并非如此。相關研究表明，在近β、亞穩(wěn)β鈦合金TEM表征過程中經常觀察到一種寬度約20 nm的條紋組織（striation），并在SAED中形成微弱的衍射斑[51-53]，如圖2所示。最新研究表明[50]，β相中存在quasi-α和quasi-ω兩種介于α/β和β/ω之間的納米尺度的平面缺陷結構，呈現一種預相變結構特征。BCC晶體結構通過在{110}β的方向原子發(fā)生一定程度的位移形成quasi-α，通過沿{112}β的方向原子發(fā)生一定程度的位移形成quasi-ω。這種BCC晶體結構的畸變導致SAED圖譜中出現兩套較為明顯的弱斑，β衍射斑點的變形以及條紋組織的出現，而非元素偏聚或調幅分解。這種條紋組織與位錯或者層錯不同，并沒有明銳的跡線和電子衍射特征，部分區(qū)域具有兩個不同取向分布。其存在與否與熱處理溫度以及冷卻方式關系不大，只要存在足夠的β基體，就很可能在TEM中觀察到，是一種缺陷導致的特殊衍射行為。

當合金自β相區(qū)緩慢冷卻，具有BCC結構的β相逐漸轉變?yōu)榫哂蠬CP結構的低溫穩(wěn)定α相。α相的最終形貌和分布特征取決于合金對內部和外部應力的適應性，在此過程中會在局部發(fā)生明顯的變體選擇效應。早前有文獻報道稱一些合金中的α相內部并非勻質結構，而是存在大量的亞結構[54]。Hua等[33]最近對亞穩(wěn)β鈦合金中的α相內部亞結構進行了細致的研究，發(fā)現α相內部存在大量亞結構，是一種多晶復合特征而非勻質單一結構（圖3）。在主板條α相與β相基體的界面處會形成界面α相，其與β基體保持BOR，并與主板條α相保持60°/的α變體軸角對關系。界面α相結構可以有效的協調相轉變導致的剪切應變以及主板條α和β相基體界面上的一個正應變。另一個亞結構是貫穿主板條α相的呈平行排列的penetrating α，其與主板條α相保持60°/取向關系，但不再與β基體有BOR。Penetrating α條帶的形成是為了更好地協調主板條α長度方向的生長應變。由于其本身與主板條α以及β相基體產生局部應變的不協調，所以生長受到很大限制。最終，在合金中的α相板條上形成了這種特殊的復合結構。

圖2 亞穩(wěn)鈦合金β相微觀結構表征 （a）條紋組織；（b）SAED圖譜；（c）反傅里葉變換高分辨；（d）quasi-α和quasi-ω晶體結構模型[50]Fig. 2 Microstructure characterization of β phase in metastable β titanium alloy （a）striation microstructure；（b）SAED；（c）inverse fast fourier transformation of high-resolution TEM；（d）structural model of quasi-α and quasi-ω in β phase matrix of titanium alloy[50]

3 鈦合金熱力耦合作用下的動態(tài)相變規(guī)律

鈦合金熱變形過程中存在多種復雜演變，如DRV/DRX、位錯增殖/湮滅、組織的破碎/球化以及剪切帶、微裂紋、局部塑性流變等。除此之外，熱變形過程經常會發(fā)生相轉變（以β→α轉變?yōu)橹鳎?，并且熱力耦合作用下相變?guī)律以及析出相特征與熱處理過程相比具有顯著差異。Jonas等[55-56]總結之前文獻中報道的鈦合金熱變形過程中的應力誘發(fā)相變現象，并采取鋼中類似相變的命名方式，將鈦合金中的應力誘發(fā)相變稱為“動態(tài)相變行為”（dynamic transformation behavior，DT）。但由于上述物理現象眾多且交互作用復雜，致使相關研究進展困難，人們對該過程的認知仍缺乏足夠的深度。目前的相關研究多為熱變形過程中的動態(tài)相變現象的描述，缺乏對熱力耦合作用下動態(tài)相變過程影響的機理分析，“既定性又定量”的深入研究更是少有。

3.1 析出相形貌特征

鈦合金力學性能可以根據服役環(huán)境要求，通過不同熱變形和熱處理工藝進行調整，這得益于α相形貌特征的多樣性。因此，深刻理解鈦合金α相形貌演變規(guī)律，并掌握其精確調控方法是鈦合金研究領域一直以來的工作重心。熱變形過程中涉及的加工參數較為復雜，主要有變形溫度，保溫時間，變形方式，變形應變量，應變速率以及變形過后的冷卻速率等。而對于不同的初始組織，這些參數在變形過程中對晶粒生長，晶粒破碎細化，新相析出位置以及相變機制均存在不同程度的影響，最終導致熱變形組織具有較大差異。

圖3 鈦合金α相復合微結構及其晶體學特征[33]Fig. 3 Composite microstructure and crystallographic characteristics of α phase in titanium alloy[33]

熱力耦合作用下α相的破碎和球化現象是最為常見的組織演變行為，國內外學者也進行了系統的研究。α相板條破碎球化程度對變形條件具有極強的依賴性，通常情況下，其破碎球化程度隨著變形量的增加、變形溫度的升高以及應變速率的降低而增大[57]。Semiatin等[58]研究發(fā)現，在 Ti-6Al-4V合金中應變速率的變化對不同溫度材料的球化速率有很大的影響，在低應變速率時各變形溫度球化速率大致相等，當增加變形速率后低溫下的變形對球化更有幫助（圖4）。

熱變形過程可以顯著影響α相動態(tài)析出形貌。不同溫度區(qū)間變形的影響最為明顯（見圖5），Ti-5553合金在α + β相區(qū)較高溫度區(qū)域等溫變形時，等軸狀或者短棒狀α顆粒（1～2 μm）主要在大角晶界或者小角晶界處不連續(xù)形核析出，晶內α相極少，形成“項鏈”組織。熱變形過程中DRV/DRX形成大量的大小角晶界，為α相提供了大量的形核位置。由于熱變形、DRV/DRX以及動態(tài)相變過程同時連續(xù)進行，α相長大過程不能持續(xù)“平滑”進行，最終形成“項鏈”[30]。而在α + β相區(qū)較低溫度區(qū)域等溫變形時，大量呈不同形貌的α相（如片層α、等軸α和不規(guī)則形狀的α）在熱變形過程中迅速形核析出。在滑移帶內部區(qū)域，形核析出尺寸50～200 nm的等軸狀α/β晶，而在滑移帶外的大部分區(qū)域，形成寬度約20 nm的間隔排列α/β片層，慣習面為{334}β[59-60]。對TC8合金的研究表明[61]，熱壓縮溫度的升高不僅導致初生α相的尺寸降低，還促使合金中次生α相的含量顯著升高。并且在不同變形溫度下，次生α相的形貌有顯著差異：在860 ℃下，次生α相呈等軸或短棒狀隨機分布于變形的β基體上，而當溫度升高至940 ℃時，次生α相構成平行排列的片層團。

圖4 Ti-6Al-4V合金在不同形變速率下對應不同溫度的球化曲線 （a），（b）10-3 s-1；（c），（d）0.1 s-1；（e），（f）10 s-1[58]Fig. 4 Spheroidization curves of Ti-6Al-4V alloy at different deformation rates （a），（b）10-3 s-1；（c），（d）0.1 s-1；（e），（f）10 s-1[58]

變形量和應變速率的影響主要體現在組織的破碎/球化、DRV/DRX以及變形導致的溫升效應等方面。應變速率恒定的條件下，變形量的大小決定熱作用時間的長短，進而影響析出相的形貌和體積分數。當全β組織Ti-7333合金在α + β兩相區(qū)熱壓變形時，β相晶粒無明顯變化，連續(xù)晶界α相或不連續(xù)晶界α相在合金的彈性變形階段內析出，占據約92%的β相晶界。在不連續(xù)屈服階段內，部分β相晶粒尺寸增大，合金中的α相分布幾乎沒有變化，但β相晶界上的不連續(xù)α相比例增加，這可能是由β相中的位錯切過晶界α相導致α相破碎引起。當應變量上升至穩(wěn)定應變階段時，幾乎所有的β相晶粒均沿垂直于壓縮方向拉長，分布十分不均的片狀α相在β晶粒內部析出[62]。TC11合金在熱壓縮變形過程中除了表現出α相含量隨應變量增大而減小的趨勢外，還表現出在較低應變速率下α相粗化，較高應變速率下α相溶解的現象[63]。另外，Dehghan-manshadi等[64]對Ti-6246合金變形后的冷卻過程研究發(fā)現，變形對β→α相轉變動力學以及析出相形貌起著重要作用，與不變形的組織相比，變形試樣表現出更高的相變動力學，而且α相具有兩種形貌特征，即晶界上的等軸態(tài)和晶內的細小片層（見圖6）。陳家豪等[65]對Ti-7333合金的連續(xù)冷卻變形行為進行研究，發(fā)現該過程中β晶粒明顯細化，初生α相形貌沒有發(fā)生顯著變化，而次生α相的析出則被明顯抑制。

合金熱變形組織演變規(guī)律同樣受到不同初始組織特征的影響。對具有不同初始α尺寸的TC4合金的研究發(fā)現，具有較大初生α相尺寸的合金，隨著變形應變量的增大，合金中的α相含量顯著減少，當應變量達到1.2時，合金轉變成為全β組織，在隨后的冷卻過程中，β相轉變成為α'馬氏體；具有較小初生α相尺寸的合金，當應變量增大至1.2時，合金中仍有少量等軸α相剩余[66]。

圖5 Ti-5553合金在兩相區(qū)高（a）低（b-1），（b-3）溫區(qū)間熱壓縮變形過程中顯微組織演變示意圖及其對應組織照片（b-2），（b-4）[30，59]Fig. 5 Schematic diagram of the microstructural evolution of Ti-5553 alloy during hot compression at high（a）and low（b-1），（b-3）temperature in α + β region and the corresponding micrographs（b-2），（b-4）[30，59]

α/β之間的BOR也可能被變形過程所破壞[67]。Fan等[30]研究表明，持續(xù)的變形和DRV/DRX過程導致β晶粒發(fā)生轉動，而且β/β區(qū)域和α/β區(qū)域對于宏觀變形的協調能力不同，導致取向關系遭到破壞，而且αGB偏離伯格斯取向關系比αI要大，如圖7所示。α/β偏離伯格斯取向關系的程度隨著應變量的增大和應變速率的減小而增大。在滑移帶內部形核析出等軸狀α/β晶粒之間并不保持伯格斯取向關系，而在滑移帶外α/β片層依舊保持伯格斯取向關系[59]。

貴州大學張珍宣[68]研究彈性應力對Ti-1300合金相變及組織的影響規(guī)律，并發(fā)現隨著外加壓應力增加，β相基體中析出的顆粒狀ω相密度有所減少。而且外加應力場會與錯配應變場產生交互作用，進而可能影響ω相形貌，取決于應力時效條件的選擇。此外，彈性應力加載過程中β相基體中析出的針狀α相明顯更加細小密集，說明應力加載致使形核能壘降低，促進α相的形核與析出。隨著應力進一步增加，組織中針狀α相含量增加并不十分明顯，尺寸變得更加細小。

3.2 相變變體選擇機制

目前，關于鈦合金相變變體選擇機制的研究多集中于α相。理論上α相變體共有12種（見表1），且同一β晶粒內α相變體之間保持著特定的軸角對關系（見表2）[38]。然而，在鈦合金實際的研究和生產過程中，某一種或者幾種特定的α相變體出現的概率遠大于其他變體，發(fā)生強烈的α相變體選擇效應[69-72]。圖8為αGB變體選擇機制示意圖[70]，圖中θm是由與 BOR 偏差矩陣（βΔJβBOR）得來的取向差角，定量表征αGB與非BOR晶粒的偏離BOR的程度。為GBP和一個{112}β面的傾角，表示GBP和其中一個β的傾角。X，Y，Z是表示在試樣坐標系下的方向，β晶粒取向和晶界面也均表示在該坐標系下。如圖8所示，αGB變體選擇機制可以概括為三點：（1）αGB形核析出時盡可能同時與兩邊β晶粒保持BOR，這樣的αGB與兩邊β晶粒具有較低的界面能，形核能壘更低；（2）α變體主低能面須與晶界面（grain boundary plane，GBP）保持較小的偏差；（3）α 變體密排方向須晶界面保持較小的偏差，也就是說盡可能地處在晶界面內。

圖6 Ti-6246合金變形（a～d）和不變形（e～h）試樣在緩慢冷卻過程中的組織演變示意圖[64]Fig. 6 Schematic figure of microstructure development during slow cooling of a deformed（a-d）and un-deformed（e-h）Ti-6246 alloy64]

事實上，鈦合金α相變體選擇機制也與變形工藝密切相關。而且，在熱力耦合作用下鈦合金α相變體選擇機制不同于單純熱處理條件，變得更為復雜。關于TA2合金的研究發(fā)現[74]，無論是在β相變點以上對試樣進行壓縮還是在β+α兩相區(qū)對試樣進行壓縮，最終所得組織中均會產生明顯的//CD柱面織構及少量//CD錐面織構，并且隨著變形溫度降低//CD織構比例上升。這是由于在該實驗條件下α晶粒錐面法線方向上的彈性應變能最低，從而使該取向的α相在合金中擇優(yōu)析出。Gao等[75]對TA15合金的研究發(fā)現，在熱壓過程中析出的夾角為60°或63.26°的α相變體相較于其余變體對更易于在β基體中析出（見圖9）。產生該現象的原因為，在該變形條件下，夾角為60°或63.26°的α相變體對相較于其他變體對更能協調自身的相變誘發(fā)應力以及外加應力。亞穩(wěn)β鈦合金 Ti-7333的最新研究結果表明[59,76]，熱變形試樣中發(fā)生極其強烈的α相變體選擇機制，每個β晶粒中只有2～3中變體出現，這種α相變體選擇機制主要受應力場控制。應力誘發(fā)α相變體選擇機制可以用變形梯度張量計算（MD=（MESiMβ）DOR（MESiMβ）-1）協調宏觀變形或者從能量變化角度）進行解釋，只有能更好協調宏觀變形、更大限度地降低系統能量的α相變體才能被“選擇”形核析出并長大（圖10）。

圖7 Ti-5553合金 EBSD菊池帶襯度圖及α/β偏離BOR角度統計圖 （a），（b）800 ℃時效保溫40 min；（c），（d）800 ℃以0.0005 s-1等溫熱變形至1.2；（e），（f）分別以0.0005 s-1和0.001 s-1熱變形至應變量1.2試樣中αI和αGB偏離BOR統計結果[30]Fig. 7 EBSD band contrast micrograph and corresponding histograms of angular deviation from the BOR between α and β of Ti-5553 （a），（b）heat treated at 800 °C for 40 min；（c），（d）hot compressed at 800 °C to a strain of 1.2 under a strain rate of 0.0005 s-1 ；（e），（f）statistical histogram of the angular deviation of αGB and αI from the exact BOR in the Ti-5553 compressed to 1.2 under 0.0005 s-1 and 0.001 s-1 respectively[30]

同時，變體選擇效應也會受到各種晶體學缺陷如亞晶界、層錯、位錯和滑移帶等的顯著影響[77]。例如，具有滑移系的位錯上更傾向形核析出特定取向的α相變體[77-78]。在亞晶界上形核析出的α相變體會受到亞晶晶界面的影響，低能面、平行于密排面的晶面接近平行于亞晶界的晶界面。這種變體選擇機制與上述大角晶界上的變體選擇機制相同[78]。Hua等[62，79]利用變形梯度張量和變形功計算β鈦合金在熱壓縮變形條件下α相不均勻析出內在機制，并且闡明不同類型初始β晶粒晶體學取向特征及不同滑移系剪切應力特征對動態(tài)β→α相轉變的影響。α相變體選擇效應一類通過相轉變過程中晶格變形來協調外部變形，另一類則通過形成大量特定取向位錯亞結構滿足外部變形的需要（見圖11）。

在彈性應力影響方面，Shi等[80]建立了同時有外應力和內應力作用條件下Ti-6Al-4V合金α相變體選擇和顯微組織演變的3D相場模型，如圖12所示。結果發(fā)現，在給定過冷度下，β→α相轉變形成的α相織構是由于在外加應力應變和內應力共同作用下發(fā)生強烈的α相變體選擇形成的。另外，變體選擇機制受拉伸和壓縮變形會出現明顯的不同，比如在拉伸和壓縮變形后α相變體種類和數量就會有明顯的差異，沿[010]β單軸拉伸和壓縮預應變后會分別析出8種和4種α相變體。這充分說明α相變體選擇機制對初始應力作用狀態(tài)很敏感，而且也會對不同變形方式具有不同響應。宋振亞等[81]發(fā)現對TB3合金500 ℃時效并施加200 MPa彈性壓應力，許多β晶粒中只有一個α變體，如圖13所示。張臨財等[82]在研究Ti-2.5Cu合金應力時效析出行為時提出，單向壓應力時效時，體系自由能的變化與外加應力和α片法線的夾角有關。在應力加載方向與大小一定時，不同的α變體由于與外加壓應力夾角不同而導致系統自由能變化不同，因此能使系統自由能下降最多的變體將會優(yōu)先形核生長，進而導致擇優(yōu)取向。

表1 BOR下β→α相轉變產生的α相變體[73]Table 1 Orientation variants resulting from β→α phase transformation under BOR[73]

表2 α／α變體之間可能存在的6種取向關系[38]Table 2 Axis/angle pairs for all 6 possible α／α boundaries in a single β grain[38]

相變變體選擇現象的存在也可能導致熱變形過程中組織破碎球化行為的不同。Roy等[83]從晶體學特征角度揭示Ti-6Al-4V合金擇優(yōu)取向α片層的破碎/球化響應，闡明變形組織不均勻特征（見圖14）。另外，強烈的αp局部變形織構和β→αs變體選擇效應形成的αs織構疊加后極易形成α相組織的Macrozone[84]，而合金板材Macrozone的形成會顯著降低蠕變和疲勞壽命[85]。目前，關于鈦合金中組織取向球化行為和Macrozone的演變規(guī)律還需深入研究。除了α相動態(tài)析出過程的晶體學特征研究，鈦合金中另一個重要的相結構ω相也值得進一步關注。Zhu等[86]利用第一性原理計算研究Ti-xMo（atom fraction/%）無熱轉變過程中剪切應力和合金成分對變體選擇的影響。ω相具有四個不同的變體，但關于熱力耦合作條件下ω相轉變規(guī)律以及變體選擇機制尚不清楚。

3.3 相變動力學特征

鈦合金在熱力耦合作用下除相形貌、分布特點以及晶體學特征方面的變化外，還有一點非常重要，即相變動力學特征。材料的相變是兩個能量系統轉化的過程，從動力學角度考慮相變需要一定的驅動力，而在無形變作用下的相變驅動力來源為溫度變化時兩相產生的自由能差，而在熱變形過程中由于存在應力場的做功可能會為相變提供驅動力。從熱力學的角度分析，應力環(huán)境下原子的擴散速率發(fā)生改變，導致晶體的成核速率和生長速率都將相應地發(fā)生變化。另外，變形引入位錯等微觀缺陷的增殖，可以作為第二相形核位置，進而顯著影響材料的力學性能。

圖8 β晶界參數（a）、取向差（b）和晶界面（GBP）偏差（c）對晶界α相（αGB）變體選擇機制影響規(guī)律示意圖[70]Fig. 8 Schematic illustration of different empirical rules concerning influence of grain boundary parameters（a），misorientation（b）and grain boundary plane（GBP）inclination（c）on variant selection of grain boundary α（αGB）[70]

圖9 TA15合金雙態(tài)組織次生α相的EBSD分析 （a）IPF圖；（b）αs相變體間五類取向差關系隨機分布理論計算值與實驗結果對比[75]Fig. 9 EBSD analyses results of secondary a phases of bimodal microstructure of TA15 alloy （a）IPF map；（b）the contrast between theoretical random calculations and experimental results of five types misorientation angles in αs phase[75]

圖10 熱力耦合作用下相變變體選擇機制示意圖 （a）β?α轉變晶格畸變；（b）α相與宏觀應力[59，76]Fig. 10 Schematic illustration of variant selection mechanism under thermal-mechanical coupling （a）lattice distortion during the β?α transformation；（b）α phase under the external stress[59，76]

圖11 亞穩(wěn)β合金熱變形過程中的不均勻析出行為 （a）Ti-7333合金700 ℃，10-3 s-1變形至0.35應變量微觀組織照片；（b-1），（b-2）β晶粒內部兩種典型α相析出特征；（c）BOR坐標系下變形梯度張量；（d-1），（d-2）外應力作用下兩類α相析出的剪切應力和變形梯度張量的ε22計算值[62]Fig. 11 Non-uniform precipitation behavior of metastable β alloy during hot deformation （a）micrograph showing the global microstructure of Ti-7333 after the isothermal compression at 700 °C to a true strain of 0.35 at a strain rate of 10-3 s-1；（b-1），（b-2）the magnified micrographs of the two kinds of representative α precipitates in β grains；（c）displacement gradient tensor of the variant expressed in its BOR reference frame；（d-1），（d-2）the resolved shear stress on shear systems of the group I and II α variants under the external compressive load and their corresponding ε22 values[62]

圖12 沿[101]β單軸拉伸（1）或壓縮（2）（50 MPa）預應變導致的α相變體選擇效應[80] （a）變體類型體積分數隨時間的變化；（b）t = 10 s的3-D微觀組織Fig. 12 Variant selection caused by a pre-strain obtained via uniaxial tension（ 1） or compression（2）（50 MPa）along[101]β[80]（a）volume fraction of each variant as a function of time ； （b）3-D microstructure at t = 10 s

圖13 TB3合金時效處理后α相在β相基體中析出的TEM照片 （a）500 ℃?zhèn)鹘y時效處理3 h；（b）500 ℃應力時效1 h[81]Fig. 13 TEM images showing the precipitated α plates in β matrix of TB3 after aging treatments （a）conventionally aged at 500 ℃ for 3 h ；（b）stress-aged at 500 ℃ for 1 h[81]

對于不同類型的鈦合金，熱變形過程中的應力對相變產生的影響規(guī)律可能不盡相同。Koike等[87]對Ti-5.5Al-1Fe在777～927 ℃進行了拉伸性能測試，發(fā)現在應力的作用下Fe元素在兩相中重新分配，由于應力引起Fe元素在α相及β相中的重新分配，導致兩相自由能發(fā)生變化，如圖15所示。α相自由能升高，β相自由能降低，從而能夠促進α→β轉變，變形后β相含量由15%增至41%。經過定量的計算表明，這種應力誘發(fā)相變的作用下能夠把β相變點降低至少100 ℃。李凱等[88]通過對TC18合金的熱壓縮變形，研究形變過程中出現的形變與相變的交互作用，發(fā)現壓縮變形對α→β相變的促進作用。通過對兩相的自由能及溶質元素的分布規(guī)律在壓縮應力作用下的變化，解釋應變促進相變發(fā)生的過程，如圖16所示。研究人員還在{100}和{111}兩種取向的晶粒中發(fā)現應變促進相變的取向依賴性特征，{111}取向晶粒中更容易發(fā)生應變誘發(fā)相變的現象。相反，一些研究表明在一定的應力作用下能夠抑制α→β轉變。Liu等[89]研究結果表明，在熱變形過程中的應力作用下，Ti-1.5Fe-2.25Mo合金中的α→β相轉變受到明顯的抑制。并且隨著變形量的增加，α→β轉變量明顯降低。研究認為，變形產生的儲存能會引起相平衡狀態(tài)的改變，進而抑制α→β相變過程。還有一些鈦合金熱變形行為研究發(fā)現應變促進β→α相變的現象[64，90-91]。Dehghan-manshadi等[64]在研究 Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo合金的熱變形行為時發(fā)現隨著變形量的增加，β→α轉變量明顯增多，并且增加的α晶粒形核位置集中在晶界附近，且呈等軸狀，變形引入的晶體學缺陷可以為α相形核提供大量的形核位置，降低形核功，從而促進α相形核析出。

圖14 α相取向及其球化行為的關系示意圖[83]Fig. 14 Schematic showing interrelation between orientation dependent spheroidization[83]

圖15 Ti-Al-Fe合金無應力（a）有應力（b）條件下計算相圖，有應力和無應力條件下α相和β相的自由能曲線（c）和有應力和無應力條件下Ti-9.0% Al-X% Fe合金偽二元相圖（d）[87]Fig. 15 Calculated phase diagrams of the Ti-Al-Fe alloy under unstressed（a）and stressed（b）conditions，free energy curves under stressed and unstressed conditions（c），pseudo-binary phase diagram of Ti-9.0 %Al-X % Fe under stressed and unstressed conditions（d）[87]

圖16 800 ℃下壓縮與未壓縮樣品的 EBSD-EDS分析的相分布圖（a），（b），Mo元素分布圖（c），（d），不同相中Mo元素能譜計數統計圖（e），（f）[88]Fig. 16 EBSD-EDS phase distribution maps（a），（b），Mo element distribution map（c），（d），statistics of Mo element spectrum in different phases（e），（f） under stressed and unstressed conditions at 800 ℃ [88]

熱變形參數的選擇對鈦合金動態(tài)相變規(guī)律作用機制顯著不同。Fan系統研究亞穩(wěn)β鈦合金在高/低溫區(qū)域熱變形過程中的相變行為[76]，發(fā)現在較高溫度區(qū)域熱力耦合作用下β→α相轉變過程明顯被抑制，這是因為熱變形過程中發(fā)生的明顯的DRV/DRX過程致使相變得到抑制所致。相反，在較低溫度區(qū)域變形時，發(fā)生明顯的動態(tài)應力誘發(fā)β→α相變現象。這是由于變形引入大量的晶體學缺陷可以為α相形核析出提供形核位置，并加速α析出相的生長，以及低溫下DRV/DRX得到抑制。事實上，動態(tài)β→α相轉變和動態(tài)軟化過程（DRV/DRX）在熱變形過程呈現出一種相互競爭的機制[31]，而這種競爭機制具體取決于變形參數和變形方式的選擇。因為這兩個過程對變形溫度有著截然相反的關系，所以在熱力耦合過程中會存在一個轉變溫度Ttrans。變形溫度高于Ttrans，DRV/DRX驅動力更大，而β→α相轉變被抑制；低于Ttrans，DRV/DRX被抑制，而β→α相轉變則會加速進行（見圖17）。這種競爭機制不僅適用于合金熱變形溫度，同樣適用于應變和應變速率。

圖17 熱力耦合作用下Ti-5553合金DRV/DRX和相變過程競爭機制示意圖（a）和相轉變TTT曲線示意圖（b）[31]Fig. 17 Illustration of the completion between DRV/DRX and phase transformation（a） TTT schematic diagram（b）of Ti-5553 alloy under thermo-mechanical conditions[31]

除熱塑性變形過程，彈性應力作用下的動態(tài)相變行為也存在一些有趣現象。貴州大學的張珍宣[68]研究應力對Ti-1300合金相變及組織的影響規(guī)律，并發(fā)現外加壓應力會提高ω相變激活能，進而抑制ω相的析出，而且β相基體中析出的針狀α相明顯更加細小密集，應力促進α相的形核與析出。

4 發(fā)展趨勢及展望

熱力耦合作用下的動態(tài)相變規(guī)律是目前鈦合金材料相關研究的熱點之一。揭示熱力耦合作用下的動態(tài)相變規(guī)律及其機理是實現鈦合金微觀組織精確控制的基礎，更是優(yōu)化鈦合金材料加工工藝、發(fā)揮鈦合金力學性能潛力的重要途徑。然而，微觀組織表征技術和相關基礎理論的欠缺限制目前關于熱力耦合作用下動態(tài)相變的研究進展，多數相關研究工作只展現并定性描述動態(tài)相變的現象，而沒有從機理上揭示這些現象產生的原因。綜上，圍繞鈦合金熱力耦合作用下的動態(tài)相變規(guī)律研究，還需從以下幾個方面開展更加系統、深入的研究工作。

（1）熱力耦合作用對動態(tài)相變的影響在熱塑性變形、熱彈性變形以及預變形 + 熱處理等多種工藝條件下都存在，而不同熱機械處理條件下的微觀組織演變規(guī)律不盡相同，需區(qū)別對待：熱塑性變形過程可能存在明顯的DRV/DRX、組織破碎/球化、變形織構及其他變形缺陷的形成和演化過程；熱彈性變形需注意應力應變的嚴格控制和彈性應力場的作用機制；預變形 + 熱處理工藝涉及應力誘發(fā)相變及其回復行為和靜態(tài)回復再結晶行為。上述這些熱力耦合條件下的動態(tài)相變規(guī)律均不甚清楚，尚需開展大量的研究工作。

（2）熱力耦合作用下的動態(tài)相變行為往往過程迅速、尺寸細小、微觀組織特征復雜，因此精確的表征分析技術和方法是不可或缺的。原位實驗是熱力耦合作用下動態(tài)相變規(guī)律研究的理想選擇，但目前有關熱力耦合作用下鈦合金析出相動態(tài)形核和生長的原位分析鮮有報道。預期原位同步輻射、原位TEM以及原位HRTEM等表征方法可以為揭示熱力耦合作用下動態(tài)相轉變機理提供強有力的證據支撐。但要特別注意原位實驗試樣的要求和薄膜或者其他微納尺度試樣觀察結果的尺寸效應。另外，（transmission kikuchi diffraction，TKD）和（focused ion beam，FIB）以及3D表征技術也可以為動態(tài)相變行為研究提供精確制樣和觀察方面的幫助。

（3）熱力耦合作用下相變變體選擇機制的研究不能局限于晶界或晶內取向特征。熱場和應力場的共同作用將使得相變變體選擇晶體學機制變得更為復雜，析出相的選擇析出將是“適應”外加載荷和微觀局部應力以及系統能量變化的“最優(yōu)解”。另外，與熱處理過程不同，變形引入的大量晶體學缺陷如位錯、亞晶界、滑移帶乃至變形織構等，均會對析出相形核產生決定性的影響，包括形貌、分布以及變體選擇效應。

（4）除了相變變體選擇效應之外，動態(tài)相變帶來的取向球化、Macrozone演化和相變動力學特征的改變都是熱變形工藝條件的具體反映，也將顯著影響合金力學性能。因此，深刻揭示鈦合金熱力耦合作用下的動態(tài)相變規(guī)律有助于人們深入認知鈦合金熱變形行為和相變規(guī)律，有助于熱變形工藝及力學性能的優(yōu)化，有助于有效解決合金實際加工生產中遇到的諸如變形和組織不均勻、組織異常、性能不穩(wěn)定等問題。