钛合金变形织构及其影响研究进展

钛合金材料具有良好的强塑性匹配、抗疲劳性能、耐腐蚀性以及较低的密度，从20 世纪50 年代至今一直受到广泛关注。目前，已被应用于航空航天、车辆工程、医疗器械以及海洋船舶等领域。传统钛合金材料的制备包括熔炼、锻造、轧制、机加工、热处理等步骤。大量研究[1-4]表明，钛合金材料在锻造和轧制的过程中，由于变形和温度的不均匀，容易造成局部晶粒择优取向，形成织构。材料的塑性变形也会导致织构的变化，比如在管材冷轧过程中，织构增强是一种改善管材性能和改良生产工艺的重要方法和途径[5]。钛合金的主要组成相为α 相和β 相，由于α-Ti 为HCP 结构，晶粒的择优取向容易造成材料性能的各向异性，从而直接影响其应用。对钛合金而言，热加工阶段的织构和组织容易在后续过程中产生明显的遗传性，直接影响后续阶段材料的加工和使用性能。因此，关于织构的产生和演化机制一直以来受到广泛关注。

钛合金的织构对材料性能也产生较大影响，其中研究较多的有力学性能[6-7]、疲劳性能[8-12]、应力腐蚀性能[13]、腐蚀性能[14]、摩擦性能[15]等。不同应用领域所关注的性能有所差异，比如航空航天领域较为关注疲劳性能，而海洋领域则不仅关注疲劳性能还需要考虑应力腐蚀性能。一般来讲，织构的强度、晶粒的择优取向与加载方向的角度、织构区域的形状和尺寸对材料性能的影响是最直接的。

本文主要针对钛合金中织构的产生和演化及其对性能的影响做总结和归纳，为消除或减弱织构以及合理利用含织构的钛合金材料提供思路。

1 钛合金中变形织构的形成机制

钛合金中的织构区，通常是指组织中局部存在的α 相取向接近或一致的区域。织构区的尺寸通常远大于单个晶粒尺寸，最高达毫米级。钛合金中的织构主要分为变形织构和再结晶织构2 种。钛合金材料在塑性变形过程中，由于表层、心部的应力应变大小差异、局部晶粒塑性流动差异以及不同位置处的变形协调性不同，会出现不同局部位置处的塑性变形行为不同的情况，由此导致的部分晶粒集中取向而产生的织构被称为变形织构。而再结晶织构则是在变形后的晶粒球化和再结晶长大过程中产生的织构。通常再结晶织构是源于变形织构的，再结晶织构可能比变形织构更强，也可能减弱，主要受到温度、时间和冷却速率等的影响。前期的大量研究表明，织构很容易出现在α 相含量较高的多种钛合金材料中，包括TA15[16]，Ti-811[17]，Ti-6Al-4V[18]，TIMETAL 834[19]，Ti-6242[11,20]，Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe 等[21]。

根据变形种类的不同，材料的织构区形貌也有差异，例如锻件的织构区表现为不规则的块状[18](图1)或沿着轴向延伸的毫米级的柱状(图2)[22]，而轧制件的织构区通常表现为“饼状”，长度方向尺寸为毫米级并在轧向 (rolling direction, RD)-横向(transverse direction,TD)面上延伸的带状(图3)[7,12]，且相邻织构区的取向不同。Bieler 等[23]认为钛合金的α相在变形过程中可以分为硬取向和软取向，硬取向的材料变形困难，而软取向的材料更易变形和后续球化。硬取向对应的是c 轴与加载方向接近平行的情况，此时只有滑移系可以开动，变形困难，这些取向的晶粒容易遗留在变形后的组织中，形成织构。而软取向则对应的是c 轴与加载方向呈55°角或者接近垂直于加载方向的情况，此时大量的基面和柱面滑移系开动，会积累较多的变形能。因此再结晶的球形化也优先发生于在滑移开动的晶粒中。

对钛合金来说，为了获得均匀细小的微观组织，锻造和热轧等热成形的最终变形温度范围通常在两相区。在变形后的冷却过程中，伴随着β→α 相变，会发生再结晶和α 相球化。在β→α 相变过程中，由于部分β 相在变形过程中与初生αp 相保持着Burger's 取向关系，从而在β 相转变析出次生αs 相时倾向于沿初生αp 相晶界形核，之后出现与初生αp相相同或者相近的取向。这种特定取向的α 相优先形成的现象通常被称为α 相变体选择(variant selection)。变体选择效应的存在会导致局部变形织构被保留下来，这被称为织构的记忆效应[21,24]。与之相反，球化的过程通常被认为是能够使晶粒重新生长，从而会引入更多的取向，导致织构减弱[19,25]。 Gey 等[26]研究了IMI 834 钛合金锻件在不同位置的织构类型及其形成机制，发现当初生αp 相与β 相保持Burger's 取向关系时，更容易造成变体选择效应，从而导致织构的形成。并且，当降温速度加快，织构的强度会相对减弱，因为降温速度影响β→α 相变的形核和长大过程。在变形较充分的区域，织构强度弱，而当变形不充分时，织构区不能充分破碎，则会导致较强的织构。因此，为了尽可能减少织构，应充分破坏初生αp 相与β 之间的Burger's 取向关系，例如可以增加变形，使晶粒破碎或加快降温速率避免β→α转变。 Obasi 等[4]研究了在800 ℃和950 ℃下轧制的Ti-6Al-4V 材料的变体选择过程，发现950 ℃轧制的材料变体选择效应更显著，主要是由于在该温度下更多的β 相具有相同的<0002> 极取向。在随后的950 ℃热处理过程中，800 ℃热轧后的组织织构强度进一步增强，这是由于热轧时的β 织构对后续热处理的织构起到了很强的遗传作用。 Yang 等[27]研究了Ti-6Al-4V 在不同温度和应变速率下的热压缩变形的织构变化，发现当热压缩温度高于930 ℃时，织构的强度增强，而低于930 ℃时，织构的强度较弱。这一现象与β→α 相变、α 相的再结晶等因素有关。因此，合适的热轧温度对于控制织构强度是非常关键的。总的来说，织构的形成机制与局部的塑性变形不均匀、变形组织的回复和再结晶过程以及β→α 相变过程中的次生αs 变体选择关系较大。

轧制方式对织构区的形貌和尺寸也有影响。Bantounas 等[28]对比了单向轧制、交叉轧制和锻造态的Ti-6Al-4V 材料的织构区形貌和组织，发现锻造态和单相轧制的材料中形成了50～70 μm 宽的织构区，而交叉轧制的材料仅表现为几个晶粒约20 μm 宽度的织构区(图4)。虽然交叉轧制可以在一定程度上减小织构区，但并不能完全消除织构及其存在的影响。近年来提出的等通道转角挤压(equal channel angular pressing,ECAP)，由于在加工过程中使晶体取向发生偏转，并且变形量非常大，可以起到细化晶粒的作用，同时可对材料的织构进行调控，也受到了较多的关注。 Stout 等[29]研究了具有不同初始织构强度的材料在ECAP 后的织构演变情况，结果表明，当初始织构强度大于变形织构强度的10%时，初始织构会持续影响最终变形织构，当初始织构强度较弱时，通常在第二道次变形时初始织构的影响即完全消失。但是，也有较多研究表明，ECAP 方法会导致较强的沿长轴方向的变形织构和头尾处的织构梯度，并且这种织构梯度会遗传到随后的退火织构中[30-32]。目前为止，尚未有特别有效的技术手段能完全消除织构。

除了在热轧和锻造等过程中形成织构，其他的变形方式，如热挤压[33]、拉伸、压缩[34]、冷轧[35]等变形均被发现会导致织构的形成。此外，在铸造过程也发现了铸造织构[36]。刘勇等[33]通过对TA15 钛合金在热挤压后的α 相织构进行分析发现，随变形温度的增大，织构组分逐步从{1012}<1011> 向{5051}<3622> 偏移，而随着变形速率降低，则向{150151}<2423> 偏移。聂耀庄[35]的研究结果表明，Ti-3Al-2.5V 钛合金冷轧管材轴向存在<1010> 和<1120>织构，径向存在<0002> 织构，并且轴向<1010> 和径向<0002> 织构强度随变形量增加趋于减小。铸造过程织构的产生主要与β→α 相变以及凝固过程中的晶粒择优生长有关[36]。陈勇[37]研究了TA15 合金热强旋微观组织的演化规律，指出经过多道次的旋压后，{0001}基面织构呈现增强的趋势。

随着钛合金材料在各种零部件中的应用增多，必然会使用更多的新型变形方式和工艺，在这些新的变形方式中材料的织构变化也不容忽视。

2 钛合金中变形织构的演化机制

在热变形后，通常需要对材料进行退火热处理来调控性能。而组织和织构在热处理过程中也会随之发生变化，从而导致织构的增强或者减弱。

Roy 等[38]研究了经700 ℃热轧的Ti-6Al-4V 合金在900 ℃经不同时间热处理后的织构演化特征。研究结果表明，部分α-团簇在热处理的初始阶段就发生了球化形成等轴状α，而部分晶粒则在长时间的保温下仍然保持稳定，这个结果与α-团簇的晶粒取向有直接关系。根据晶体取向将晶粒分为6 种，发现在热轧后的热处理过程中，I 型的晶粒取向对织构区(macrozone)的形成起主要作用。在后续的研究中[39]，他们发现，退火主要起到的作用是减弱基面织构(ND||<0001>)，增强柱面织构(RD||<1010>)。基面织构(ND||<0001>)的减弱主要是由于αp 相的球化，而柱面织构的增强则主要与αp→β→αs 相变中的αs变体选择相关。 6 种α-团簇的织构取向与对应开动的滑移系、球化响应和后续退火中的织构演化见表1所示。

钛合金变形织构及其影响研究进展

1 钛合金中变形织构的形成机制

2 钛合金中变形织构的演化机制

3 织构对力学性能的影响

4 织构对疲劳性能的影响

5 织构对腐蚀性能的影响

6 结论与展望