TiZrAlHf 鈦基中熵合金熱變形及組織演變規(guī)律

劉倩倩，楊嘯雨，高 帆，李臻熙，劉宏武*，王青峰

（1 燕山大學(xué) 亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 秦皇島 066004；2 中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院先進(jìn)鈦合金航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095）

高熵合金（high-entropy alloys， HEAs）因其優(yōu)異的性能和獨(dú)特的合金設(shè)計(jì)理念而被廣泛關(guān)注。輕質(zhì)高熵合金（lightweight high-entropy alloys， LHEAs）作為HEAs 的新分支，具有低密度、高比強(qiáng)度、高比硬度等特點(diǎn)，在結(jié)構(gòu)材料、功能材料等領(lǐng)域具有較大的應(yīng)用價(jià)值［1］。富鈦高熵合金、鈦基多主元合金是當(dāng)前LHEAs 研究的熱點(diǎn)，目前比較典型的合金有TiAl-CrNb［2］，TiZrAlNbV［3-4］，TiZrNbAl［5-6］等。該類合金存在兩種同素異構(gòu)晶型，即密排六方結(jié)構(gòu)（hexagonal close-packed， HCP）的α 相和體心立方結(jié)構(gòu)（body centered cubic， BCC）的β 相。我國(guó)鈦基多主元合金的研發(fā)尚處于起步階段，抗高溫氧化能力差、室溫脆性高等問題限制了該類合金的廣泛應(yīng)用。因此，開發(fā)新一代密度低、強(qiáng)塑性匹配的新型鈦基多主元合金成為研究的重點(diǎn)方向之一。鈦基多主元合金的力學(xué)性能取決于制造過程中形成的微觀組織，通過優(yōu)化熱變形工藝參數(shù)，可以調(diào)控合金的組織性能［7］。因此，研究合金的熱變形行為和熱變形組織演變規(guī)律對(duì)確定其熱軋、鍛造和擠壓等熱成形工藝參數(shù)具有重要意義。 Kanayo 等［8］指出，關(guān)于LHEAs 的研究主要集中在其力學(xué)性能方面，而對(duì)熱變形行為的研究較少。學(xué)者們對(duì)鈦合金的熱變形行為和組織演變進(jìn)行了大量的研究工作［9-12］，如陳慧琴等［11］、Zhang 等［12］研究發(fā)現(xiàn)，隨著變形溫度從α+β 兩相區(qū)升高到β 單相區(qū)，合金組織發(fā)生了變化，即從片層球化（α+β 相區(qū)）到變形和伸長(zhǎng)的β 晶粒（Tβ附近），再到明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶（dynamic recrystallization，DRX）晶粒（β 相區(qū)）。Gao 等［9］對(duì)熱變形過程中片層α 相球化機(jī)制進(jìn)行分析，結(jié)果表明其本質(zhì)為α 相中形成亞結(jié)構(gòu)，致使片層組織發(fā)生剪切、球化。

TiZrAl 系合金是一種具有片層狀結(jié)構(gòu)的鈦基多主元合金，其中Ti-25Zr-15Al（原子分?jǐn)?shù)/%，下同）合金的抗拉強(qiáng)度約為1319 MPa，伸長(zhǎng)率約為5.5%［13］。為進(jìn)一步提高TiZrAl 系合金塑性，優(yōu)化熱加工窗口，本工作對(duì)Ti-25Zr-15Al-0.5Hf 鈦基中熵合金的熱變形行為和變形組織演變規(guī)律進(jìn)行研究，構(gòu)建本構(gòu)方程，闡明流動(dòng)應(yīng)力、溫度和應(yīng)變速率之間的關(guān)系，繪制熱加工圖，并同微觀組織圖相結(jié)合，分析TiZrAlHf 合金在不同相區(qū)熱變形的軟化機(jī)制，并為該合金鍛造工藝的制定提供有效依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

以名義成分Ti-25Zr-15Al-0.5Hf 的鈦基中熵合金為研究對(duì)象，通過3 次真空自耗熔煉方法制備規(guī)格為?200 mm×800 mm 的合金鑄錠，鑄錠實(shí)測(cè)成分為Ti-24.9Zr-15.1Al-0.45Hf，O 含量為0.0006。采用GB/T 23605—2020 標(biāo)準(zhǔn)測(cè)試的合金β 轉(zhuǎn)變溫度為895 ℃。在Gleeble-3500 熱模擬試驗(yàn)機(jī)上對(duì)TiZrAlHf合金不同相區(qū)進(jìn)行等溫恒應(yīng)變速率壓縮實(shí)驗(yàn)，熱壓縮工藝過程如圖1 所示。在α/α+β 相區(qū)，變形溫度（T）為700~850 ℃，應(yīng)變速率（ε?）為0.001~1 s-1，在β 相區(qū)，變形溫度為900~1100 ℃，應(yīng)變速率為0.01~10 s-1，試樣尺寸為?8 mm×12 mm，升溫速率為10 ℃/s，到溫保溫5 min，壓下量為高度的50%。變形結(jié)束后，立即對(duì)試樣進(jìn)行水淬處理，以保留高溫變形組織。沿壓縮試樣中心縱向剖開，觀察剖面中心變形區(qū)域組織。

圖1 熱壓縮工藝示意圖Fig.1 Diagram of hot compression process

采用D/max-2500 型X 射線衍射儀（X-ray diffractometer，XRD）確定TiZrAlHf 合金物相組成；采用差示掃描量熱法（differential scanning calorimetry，DSC）以10 ℃/min 的加熱速率測(cè)試合金轉(zhuǎn)變溫度；采用Axiovert 200MAT 型金相顯微鏡（optical microscopy， OM），S3400N 型掃描電子顯微鏡（scanning electronic microscopy， SEM）和Talos F200X 型場(chǎng)發(fā)射透射電鏡（transmission electron microscopy，TEM）研究合金的顯微組織特征。金相試樣表面經(jīng)研磨和機(jī)械拋光后在水、硝酸和氫氟酸（體積比為85∶10∶5）的混合溶液中進(jìn)行腐蝕。TEM 樣品進(jìn)行雙噴減薄，雙噴溶液采用體積分?jǐn)?shù)10% 高氯酸和90%甲醇配比，雙噴電壓為20 V，液氮冷卻，溫度控制在約－15 ℃。

2 結(jié)果與討論

2.1 鑄態(tài)組織及相結(jié)構(gòu)

圖2 為鑄態(tài)合金顯微組織及相結(jié)構(gòu)。圖2（a）為采用熱力學(xué)方法計(jì)算的TiZrAlHf 合金相比例圖，可知，穩(wěn)態(tài)條件下合金的凝固路徑為：liquid→liquid+β→β →β+Zr5Al3→β+α+Zr2Al→α+Zr2Al。合金凝固過程中初生固相為BCC 相，當(dāng)溫度降低至1060 ℃左右，合金中開始析出Zr5Al3相；當(dāng)溫度降低至810 ℃左右，BCC 相開始轉(zhuǎn)變?yōu)镠CP 相，同時(shí)，Zr5Al3相消失，開始出現(xiàn)Zr2Al 相；隨著溫度繼續(xù)降低，Zr2Al 相比例緩慢增加，室溫下合金由63%的HCP 相和37%的Zr2Al 相組成。圖2（b）為合金鑄錠的XRD 譜圖，可知，鑄錠組織由單一的α 相組成。圖2（c）為合金鑄錠的光學(xué)顯微組織，可知，在粗大的原始β 晶粒內(nèi)，交錯(cuò)分布著片層狀α相，晶界附近有平行、平直的α 束，即魏氏組織（Widmanstatten structure，αW）。圖2（d）為合金鑄錠的晶粒取向分布圖（inverse pole figure，IPF），反映出合金的相組成為單一片層狀α 相，與XRD 結(jié)果一致。合金熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果表示鑄態(tài)組織存在Zr2Al 相，而實(shí)際情況下并不存在，推測(cè)可能原因?yàn)?，合金鑄錠的凝固過程不是在穩(wěn)態(tài)條件下進(jìn)行以及合金的高熵化促使相穩(wěn)定。

圖2 鑄態(tài)合金顯微組織及相結(jié)構(gòu)（a）平衡相圖；（b）XRD 譜圖；（c）顯微組織；（d）晶粒取向分布圖Fig.2 Microstructures and phase structures of as-cast alloy（a）equilibrium phase diagram；（b）XRD pattern；（c）microstructure；（d）IPF map

2.2 熱變形行為

圖3 為TiZrAlHf 合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。圖3（a）為TiZrAlHf 鑄態(tài)合金變形溫度為700~850 ℃、應(yīng)變速率為0.001 s-1的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，與絕大多數(shù)鈦合金的應(yīng)力變化特征一致［14-16］，在α/α+β 相區(qū)變形呈現(xiàn)典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型曲線特征，即變形初期，應(yīng)力迅速達(dá)到峰值，隨著應(yīng)變量增加，試樣發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，導(dǎo)致位錯(cuò)密度下降，應(yīng)力逐漸降低。當(dāng)應(yīng)變?cè)俅卧黾訒r(shí)，應(yīng)力達(dá)到穩(wěn)態(tài)。圖3（b）為TiZrAlHf 鑄態(tài)合金變形溫度為1000 ℃、應(yīng)變速率為0.01~10 s-1的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，可知，在β 相區(qū)變形流變曲線主要呈現(xiàn)動(dòng)態(tài)回復(fù)型。在高應(yīng)變速率下（0.1~10 s-1）變形時(shí)，應(yīng)力在達(dá)到峰值后陡降到一定水平，出現(xiàn)不連續(xù)屈服現(xiàn)象。該現(xiàn)象主要是由于變形初期，試樣內(nèi)部產(chǎn)生大量位錯(cuò)，應(yīng)力迅速升高，位錯(cuò)在β 晶界處堆積產(chǎn)生應(yīng)力集中，達(dá)到一定程度后，β 晶界產(chǎn)生可移動(dòng)位錯(cuò)，造成應(yīng)力陡降［16］。在應(yīng)變速率為10 s-1時(shí)，觀察到嚴(yán)重的鋸齒狀振蕩，據(jù)報(bào)道［12，17］，該現(xiàn)象是由于快速壓縮過程中局部不穩(wěn)定變形所導(dǎo)致。當(dāng)合金在高溫度低應(yīng)變速率（0.01 s-1）下進(jìn)行熱變形時(shí)（圖3（c）），應(yīng)力達(dá)到峰值后基本保持在一個(gè)相對(duì)穩(wěn)定的應(yīng)力狀態(tài)，表明該階段加工硬化效應(yīng)和動(dòng)態(tài)回復(fù)軟化相互抵消。圖3（d）為合金在不同溫度和應(yīng)變速率下的峰值應(yīng)力σp。當(dāng)變形溫度為700~850 ℃時(shí)，合金流變應(yīng)力表現(xiàn)出較高的溫度敏感性；當(dāng)變形溫度升高至850 ℃以上時(shí)，流變應(yīng)力表現(xiàn)出較高的應(yīng)變速率敏感性；在熱變形測(cè)試工藝范圍內(nèi)，應(yīng)力隨應(yīng)變速率的降低和溫度的升高而減小，這是由于溫度的升高會(huì)加劇晶格中原子的熱振動(dòng)，促進(jìn)動(dòng)態(tài)回復(fù)、再結(jié)晶等軟化過程的發(fā)生，使得流變應(yīng)力下降；相同溫度條件下，應(yīng)變速率的提高會(huì)導(dǎo)致在更短的時(shí)間內(nèi)產(chǎn)生大量位錯(cuò)并發(fā)生交割，位錯(cuò)密度快速增大，從而導(dǎo)致流變應(yīng)力增加。相反，應(yīng)變速率的降低，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)較慢，原子擴(kuò)散相對(duì)充分，能夠促進(jìn)動(dòng)態(tài)回復(fù)或再結(jié)晶的進(jìn)行，從而一定程度降低流變應(yīng)力。

圖3 TiZrAlHf 合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線（a）700~850 ℃，0.001 s-1；（b）1000 ℃，0.01~10 s-1；（c）900~1100 ℃，0.01 s-1；（d）峰值應(yīng)力Fig.3 True stress-strain curves of TiZrAlHf alloy（a）700-850 ℃，0.001 s-1；（b）1000 ℃，0.01-10 s-1；（c）900-1100 ℃，0.01 s-1；（d）peak stress

要深入研究TiZrAlHf 的熱變形行為，必須研究其本構(gòu)特征，以便為熱加工工藝參數(shù)的制定提供理論依據(jù)。阿倫尼烏斯（Arrehenius）方程通常用來描述合金變形過程中熱激活現(xiàn)象及高溫流變行為，Z常用于描述熱變形溫度和應(yīng)變速率對(duì)流動(dòng)行為的綜合影響，表達(dá)形式為：

式中：Z為Zener-Hollomon 常數(shù)，是溫度補(bǔ)償因子；Q為熱變形激活能，kJ/mol；R=8.314 J/（mol·K），為摩爾氣體常數(shù)；T為變形溫度，K；σ為高溫流變應(yīng)力，MPa；n為應(yīng)力-應(yīng)變指數(shù)；A，β，α為與溫度無關(guān)的材料常數(shù)，α=β/n1。

將式（1）兩邊取對(duì)數(shù)，得到：

當(dāng)溫度一定時(shí)，n1和β分別為lnε?-lnσ和lnε?-σ曲線的斜率，其中n1值選取峰值應(yīng)力較低時(shí)斜率的平均值，β值選取峰值應(yīng)力較高時(shí)斜率的平均值。通過計(jì)算可得：TiZrAlHf 鑄態(tài)合金在α/α+β 相區(qū)時(shí)，β為0.0292，n1為7.197，α=β/n1=0.0041；在β 相區(qū)時(shí)，β為0.0295，n1為3.076，α=β/n1=0.0096。

對(duì)阿倫尼烏斯方程兩端同時(shí)取自然對(duì)數(shù)后進(jìn)行偏微分來計(jì)算熱變形激活能Q，如式（3）所示，計(jì)算得到TiZrAlHf 鑄態(tài)合金在α/α+β 相區(qū)Q為827.514 kJ/mol，在β 相區(qū)Q為113.909 kJ/mol。

將計(jì)算獲得的Q代入式（1），求得不同熱變形條件下的Z參數(shù)，再利用式（2）將材料的流變應(yīng)力同Z參數(shù)進(jìn)行線性擬合，結(jié)果如圖4 所示。

圖4 lnZ 參數(shù)與流變應(yīng)力線性擬合關(guān)系 （a）α/α+β 相區(qū)；（b）β 相區(qū)Fig.4 Linear fitting relationship between lnZ and stress （a）α/α+β phase region；（b）β phase region

TiZrAlHf 鑄態(tài)合金不同溫度和不同應(yīng)變速率下壓縮變形的本構(gòu)方程如式（4），（5）所示。

（1）在α/α+β 相區(qū)，變形溫度為700~850 ℃，應(yīng)變速率為0.001~1 s-1時(shí)，

（2）在β 相區(qū)，變形溫度為900~1100 ℃，應(yīng)變速率為0.01~10 s-1時(shí)，

表1 為近α 鈦合金的激活能［18-23］。將同一合金在不同變形區(qū)間的熱變形激活能進(jìn)行對(duì)比發(fā)現(xiàn)，β 相區(qū)的熱變形激活能顯著低于α/α+β 相區(qū)，熱變形抗力較低，有利于材料的熱加工。由于元素種類、含量及組織類型影響合金的變形程度，結(jié)合表1 中已研究報(bào)道的近α 鈦合金熱激活能分析可知，TiZrAlHf 合金的熱激活能與目前已報(bào)道的大多數(shù)近α 鈦合金相近，變形能力相當(dāng)。此外，合金在α/α+β 相區(qū)的熱激活能高于純?chǔ)?鈦合金和純?chǔ)?鈦合金的自擴(kuò)散激活能（Qα=242 kJ/mol，Qβ=153 kJ/mol）［24-25］，說明動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是合金主要的軟化變形機(jī)制，然而，在β 單相區(qū)熱激活能較低，軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)回復(fù)。

表1 近α 鈦合金的激活能Table 1 Activation energy of near-α titanium alloy

2.3 熱加工圖及典型組織特征

能量耗散系數(shù)（η）是評(píng)價(jià)熱加工能力的重要參數(shù)。通常情況下，耗散系數(shù)越高的工藝區(qū)間，微觀組織的變化導(dǎo)致能量耗散越大，材料的成形性能越好［26］。圖5 為TiZrAlHf 合金在α/α+β 相區(qū)的熱加工圖和典型組織形貌。圖5（a）為真應(yīng)變?yōu)?.5 的熱加工圖，陰影部分為塑性失穩(wěn)區(qū)?？芍琓iZrAlHf 合金的失穩(wěn)區(qū)主要分布在700~750 ℃能量耗散系數(shù)較低的區(qū)域，在該區(qū)域加工容易產(chǎn)生微裂紋、局部塑性流動(dòng)或絕熱剪切帶［27］。η>0.35 的熱加工區(qū)域?yàn)榘踩珶峒庸^(qū)域，其變形機(jī)制通常與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、動(dòng)態(tài)回復(fù)、球化或超塑性變形有關(guān)［14］。圖5（b）為合金的典型組織形貌。可知，合金在700 ℃，1 s-1時(shí)變形后的顯微組織為典型的失穩(wěn)區(qū)微觀結(jié)構(gòu)，沿壓縮方向的45°出現(xiàn)一條剪切帶，表明合金在低溫高應(yīng)變速率下熱壓縮有明顯的不穩(wěn)定變形和斷裂傾向。當(dāng)應(yīng)變速率降低至0.01 s-1時(shí)，試樣表面存在宏觀裂紋，片層狀α 相發(fā)生扭曲、變形，出現(xiàn)短棒狀結(jié)構(gòu)。當(dāng)變形溫度升高至750 ℃及以上時(shí)，合金組織主要為球狀α 相。系統(tǒng)能量主要通過球化過程中晶界運(yùn)動(dòng)和晶粒破碎消耗，從而導(dǎo)致η提高。

圖5 TiZrAlHf 合金在α/α+β 相區(qū)的熱加工圖（a）及典型組織形貌（b）Fig.5 Hot processing map（a） and typical microstructures（b） in α/α+β phase region

圖6 為TiZrAlHf 鑄態(tài)合金在β 相區(qū)的熱加工圖和典型組織形貌。圖6（a）為真應(yīng)變?yōu)?.5 的熱加工圖，可知，在β 相區(qū)測(cè)試工藝范圍內(nèi)，加工圖中不存在失穩(wěn)區(qū)，同時(shí)所有試樣均完好，無開裂。在較高應(yīng)變速率10 s-1時(shí)仍然能夠安全加工，說明合金在β 單相區(qū)時(shí)，能夠采用自由鍛造的方式進(jìn)行開坯及改鍛，鍛造成形性與傳統(tǒng)的β 鈦合金［28-29］相當(dāng)。由顯微組織圖可知，在β 單相區(qū)變形后的顯微組織主要由晶界的初生α相和晶內(nèi)的針狀α′馬氏體組成。當(dāng)應(yīng)變速率為10 s-1時(shí)，β 晶粒沿壓縮方向被明顯拉長(zhǎng)。當(dāng)應(yīng)變速率降低至0.01 s-1時(shí)，壓縮變形時(shí)間較長(zhǎng)，合金元素?cái)U(kuò)散充分，β 晶界逐漸消失。說明TiZrAlHf 合金在β 相區(qū)變形時(shí)，由于β 相為體心立方結(jié)構(gòu)，具有較高的層錯(cuò)能，變形過程中容易發(fā)生位錯(cuò)攀移和滑移，軟化機(jī)制主要為動(dòng)態(tài)回復(fù)，與本構(gòu)方程計(jì)算結(jié)果一致。

圖6 TiZrAlHf 合金在β 相區(qū)的熱加工圖（a）和典型組織形貌（b）Fig.6 Hot processing map（a） and typical microstructures（b） in β phase region

圖7 為TiZrAlHf 合金在0.01 s-1應(yīng)變速率不同溫度變形后的IPF 圖。由圖7（a），（b）可知，當(dāng)合金在α/α+β 相區(qū)變形溫度范圍內(nèi)變形后，合金組織發(fā)生變化，由鑄態(tài)的片層狀α 相轉(zhuǎn)化為具有大角度晶界（high angle grain boundary，HAGB，黑色實(shí)線）的細(xì)小等軸晶粒，即球狀α 相。結(jié)合相關(guān)研究［9，30-31］，推測(cè)TiZrAlHf合金球狀α 相形成的機(jī)制主要為：在變形過程中，片層狀α 相首先發(fā)生扭曲、變形，產(chǎn)生位錯(cuò)、孿晶等高能缺陷，并在片層α 相內(nèi)部形成相同取向、不同形狀和尺寸的亞結(jié)構(gòu)，該過程為后續(xù)球化提供了驅(qū)動(dòng)力；隨后，原始片層晶粒被分割成短片狀或球狀，且球狀晶粒呈現(xiàn)出不同的晶體取向；最后，分割后的晶粒通過Ostwald熟化機(jī)制進(jìn)一步球化、粗化，該過程由界面能的降低驅(qū)動(dòng)［32］。當(dāng)變形溫度升高至950 ℃（圖7（c））時(shí)，高于β相轉(zhuǎn)變溫度時(shí)，高溫β 相經(jīng)水淬后形成大量交錯(cuò)排列的具有HAGB 的細(xì)長(zhǎng)針狀α′相，小角度晶界（low angle grain boundary，LAGB，白色實(shí)線）含量（0.9%）急劇降低。當(dāng)變形溫度升高至1100 ℃（圖7（d））時(shí)，針狀α′馬氏體尺寸增大，部分變形晶粒內(nèi)部由于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、聚集、纏結(jié)形成位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)，產(chǎn)生大量亞晶界，即試樣發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)。

圖8 為合金在750 ℃和1050 ℃變形后的TEM 表征照片。圖8（a），（b）為合金在750 ℃，0.01 s-1條件下熱變形組織結(jié)構(gòu)特征，可以觀察到α 板條內(nèi)部有大量位錯(cuò)纏結(jié)，片層狀α 發(fā)生動(dòng)態(tài)球化，對(duì)圖8（b）中Ⅰ區(qū)域的電子衍射花樣（electron diffraction pattern，EDP）進(jìn)行標(biāo)定，如圖8（c）所示，確定其為α 相，球狀α 相內(nèi)部位錯(cuò)密度降低。圖8（d），（e）為合金在1050 ℃，0.01 s-1條件下熱變形組織結(jié)構(gòu)，圖8（f）為圖8（d）針狀α 相晶界處Ⅱ區(qū)域的EDP 標(biāo)定。可以發(fā)現(xiàn)，位錯(cuò)在界面處堆積，經(jīng)過攀移和交滑移形成位錯(cuò)墻（圖8（e）），使位錯(cuò)密度降低。因此，TiZrAlHf 合金變形軟化機(jī)制本質(zhì)為位錯(cuò)的增殖、滑移和胞狀結(jié)構(gòu)演化。

圖8 TiZrAlHf 合金在750 ℃和1050 ℃，0.01 s-1下變形后的TEM 表征（a）750 ℃熱壓后組織形貌；（b）球狀α 相；（c）球狀α 相電子衍射花樣；（d）1050 ℃熱壓后組織形貌；（e）位錯(cuò)墻；（f）針狀α 相電子衍射花樣Fig.8 TEM characterization of TiZrAlHf alloy deformed at 750 ℃ and 1050 ℃，0.01 s-1（a）microstructure after hot pressing at 750 ℃；（b）globular α phase；（c）EDP of globular α phase；（d）microstructure after hot pressing at 1050 ℃；（e）dislocation wall；（f）EDP of acicular α phase

3 結(jié)論

（1）TiZrAlHf 鑄態(tài)合金由單一的α 相組成，組織為片層狀α 和晶界處的魏氏組織，呈現(xiàn)網(wǎng)籃狀。

（2）TiZrAlHf 合金峰值應(yīng)力隨應(yīng)變速率的降低和溫度的升高而減小，在α/α+β 相區(qū)及β 相區(qū)的熱變形激活能分別為827.514 kJ/mol 及113.909 kJ/mol。

（3）TiZrAlHf 合金變形失穩(wěn)區(qū)位于700~750 ℃之間，在700 ℃以下變形存在宏觀裂紋和剪切帶；在β 相區(qū)測(cè)試工藝范圍內(nèi)，加工圖中不存在失穩(wěn)區(qū)，同時(shí)所有試樣均完好，無開裂，能夠采用自由鍛造的方式進(jìn)行開坯及改鍛。

（4）TiZrAlHf 合金在α/α+β 相區(qū)熱變形組織主要為球狀α 相，軟化機(jī)制為片層狀α 相球化；在β 相區(qū)熱變形組織主要為拉長(zhǎng)的β 晶粒和內(nèi)部的針狀α′馬氏體，軟化機(jī)制為動(dòng)態(tài)回復(fù)。兩種變形軟化機(jī)制的本質(zhì)為位錯(cuò)的增殖、滑移和胞狀結(jié)構(gòu)演化。