龐昊宇，羅皎，葉鵬

（西北工業(yè)大學(xué) 材料學(xué)院，西安 710072）

α+β兩相鈦合金因其常溫強(qiáng)度高、中等溫度耐熱性較好、焊接性能良好和可通過熱處理強(qiáng)化等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天等高端工業(yè)領(lǐng)域[1—2]。通過對(duì)高溫變形后兩相鈦合金進(jìn)行合適的熱處理工藝，可以使其α/β兩相的組織形態(tài)、分布方式和體積分?jǐn)?shù)發(fā)生適當(dāng)?shù)淖兓伜辖鸬牧W(xué)性能與其微觀組織（α/β兩相的形態(tài)、尺寸及分布等）密切相關(guān)[3—6]，因此研究兩相鈦合金在熱處理過程中的微觀組織演化及分布規(guī)律對(duì)改善鈦合金的力學(xué)性能有重要意義。

變形后鈦合金在熱處理過程中的微觀組織演化可以為精確控制鍛件的組織和性能提供必要的理論依據(jù)，因此，國內(nèi)外研究者們針對(duì)變形后鈦合金在熱處理過程中的微觀組織演化進(jìn)行了大量研究。Du 等[7]和Li 等[8]分別研究了Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金和Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al 合金熱處理過程中微觀組織演化，研究結(jié)果表明，在α+β相區(qū)熱處理后β晶粒較為細(xì)小，而在略高于β相變點(diǎn)溫度熱處理較短時(shí)間后，β晶粒會(huì)發(fā)生明顯長大。Huang 等[9]研究發(fā)現(xiàn)Ti-6.5Al-1.5Zr-3.5Mo-0.3Si 合金片層相在995 ℃壓縮變形時(shí)發(fā)生了扭折，在隨后的雙重退火中形成了等軸組織。Xu 等[10—12]研究了片層組織TC17 合金在等溫壓縮及變形后熱處理過程中的微觀組織演化，研究表明，隨著熱處理溫度和預(yù)變形程度的增加，片層α相分離與粗化更加明顯；熱處理過程中片層α相會(huì)發(fā)生連續(xù)粗化，隨著熱處理時(shí)間延長，片層粗化速率逐漸減?。黄瑢应料嗟撵o態(tài)球化速率隨熱處理時(shí)間的延長先增大后減??；片層α相的靜態(tài)球化率隨預(yù)變形程度和熱處理溫度的升高而提高。

文中所采用的TC17 合金是一種常用的富β穩(wěn)定元素的α+β兩相鈦合金，名義成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，相變點(diǎn)在880～900 ℃之間，該合金因其高強(qiáng)度、高韌性和高淬透性等特點(diǎn)被廣泛用于制造承載能力要求高的航空發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇盤、壓氣機(jī)盤等部件[13—15]。由以上研究可以總結(jié)出，鈦合金熱處理過程中的微觀組織演化過程已得到了國內(nèi)外學(xué)者們的廣泛重視和研究，但有關(guān)網(wǎng)籃組織TC17 合金變形后熱處理時(shí)微觀組織演化的研究較少，且在熱處理過程中其微觀組織形態(tài)分布規(guī)律也尚不明確，因此文中以高溫壓縮變形后的網(wǎng)籃組織TC17 合金為研究對(duì)象，探究熱處理溫度對(duì)TC17 合金熱處理過程中微觀組織演化及形態(tài)分布的影響規(guī)律，為調(diào)控鈦合金微觀組織提供相應(yīng)的理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

文中采用的試驗(yàn)材料為網(wǎng)籃組織TC17 合金，主要化學(xué)成分如表1 所示。如圖1 所示，TC17 合金原始組織主要由晶界α相、片層α相和基體β相組成，在β晶粒內(nèi)的片層α相彼此交織，在原始β晶界處有厚度為1.32 μm 的晶界α相，該原始組織為典型的網(wǎng)籃組織。

表1 TC17 合金的主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of TC17 alloy (mass fraction) %

1.2 方法

將供應(yīng)態(tài)材料加工成Φ8 mm×12 mm 的標(biāo)準(zhǔn)圓柱體壓縮試樣，采用Gleeble-3500 型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行壓縮試驗(yàn)，以10 ℃/s 的升溫速率加熱至變形溫度，保溫5 min 之后以恒定應(yīng)變速率進(jìn)行等溫壓縮，變形結(jié)束后立即對(duì)試樣進(jìn)行水冷，變形溫度為820 ℃，應(yīng)變速率為1 s?1，變形程度分別為20%和60%。之后采用KSL-1400XA4 型箱式高溫爐對(duì)熱模擬壓縮后的試樣進(jìn)行熱處理試驗(yàn)，將高溫爐加熱至熱處理溫度，升溫速率為8 ℃/min，之后將熱模擬壓縮后的試樣放入爐中進(jìn)行熱處理，保溫結(jié)束后取出試樣空冷至室溫。為了分別探究片層α相球化率較低和較高時(shí)微觀組織的分布情況，制定了以下熱處理試驗(yàn)方案：將變形程度為20%的壓縮試樣分別在760，780，800 ℃進(jìn)行熱處理，將變形程度為60%的壓縮試樣分別在820，840，860 ℃進(jìn)行熱處理，熱處理時(shí)間均為1 h。

將壓縮變形和熱處理后的試樣沿軸向切開，研磨、拋光及腐蝕后在金相顯微鏡上對(duì)試樣中心大變形區(qū)的微觀組織進(jìn)行觀察，并拍攝多張金相照片。

圖1 供應(yīng)態(tài)TC17 合金微觀組織Fig.1 Microstructure of the as-received TC17 alloy

1.3 微觀組織表征方法

基于金相照片對(duì)微觀組織中α相球化率和體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行定量研究，為了提高定量結(jié)果的準(zhǔn)確性，每個(gè)工藝參數(shù)下選取3 張金相照片進(jìn)行定量分析，將其定量結(jié)果取平均值作為該工藝參數(shù)條件下的最終定量結(jié)果。在定量TC17 合金α相的球化率時(shí)，將α相的長徑比（長軸和短軸的比值）作為判定α相形貌的依據(jù)，定義長徑比大于2 的α相為片層α相，長徑比小于2 的α相為等軸（球化）α相。α相的球化率G的計(jì)算公式如下：

式中：Sg為球化α相的總面積（μm2）；S為α相的總面積（μm2）。

采用兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)的方法表征微觀組織形態(tài)分布，主要原理是確定一條長度為r（μm），方向?yàn)棣龋ā悖┑木€段（方向角為0°時(shí)對(duì)應(yīng)金相圖的水平方向，即垂直于壓縮軸方向），以線段的左右兩端點(diǎn)為檢測(cè)點(diǎn)，逐點(diǎn)掃描圖像中的像素點(diǎn)，由此可以確定線段兩點(diǎn)落在相同或不同的相和微觀組織形態(tài)的概率；以此類推，可以確定隨長度r和方向θ變化時(shí)，整體微觀組織形態(tài)的分布規(guī)律。具體對(duì)于鈦合金混合組織，可以定義 9 種兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)，即Pij（r,θ）（i,j=0,1,2；0 代表β相，1 代表片層α相，2 代表等軸α相），如圖2 所示。由定義可知，9 種兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)之和為1。根據(jù)Tewari[16]的研究可以類推以下約束條件：

式中：P00(r,θ)，P01(r,θ)，P02(r,θ)，P10(r,θ)，P11(r,θ)，P12(r,θ)，P20(r,θ)，P21(r,θ)，P22(r,θ)分別表示長度為r（μm），方向?yàn)棣龋ā悖┑木€段，起點(diǎn)處于β相和終點(diǎn)處于β相、起點(diǎn)處于β相和終點(diǎn)處于片層α相、起點(diǎn)處于β相和終點(diǎn)處于等軸α相、起點(diǎn)處于片層α相和終點(diǎn)處于β相、起點(diǎn)處于片層α相和終點(diǎn)處于片層α相、起點(diǎn)處于片層α相和終點(diǎn)處于等軸α相、起點(diǎn)處于等軸α相和終點(diǎn)處于β相、起點(diǎn)處于等軸α相和終點(diǎn)處于片層α相、起點(diǎn)處于等軸α相和終點(diǎn)處于等軸α相的概率（%）。f0，f1，f2分別為基體β相、片層α相、等軸α相的體積分?jǐn)?shù)（%）。

圖2 兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)示意圖Fig.2 Schematic diagram of two-point correlation function

2 結(jié)果與討論

2.1 熱處理溫度對(duì)TC17 合金微觀組織演化的影響

圖3 為當(dāng)變形溫度為820 ℃，應(yīng)變速率為1 s?1，變形程度為20%時(shí)，熱處理溫度對(duì)網(wǎng)籃組織TC17 合金熱處理保溫1 h 后微觀組織的影響。對(duì)比圖1 的原始組織和圖3a 壓縮變形后的微觀組織，當(dāng)變形程度為20%時(shí)，片層α相之間的交織明顯減弱，但大部分片層α相仍然呈交織狀態(tài)，僅有少量的片層α相發(fā)生了扭折，整體基本保留網(wǎng)籃組織特征。除此之外，在壓縮變形作用下片層α相趨于垂直于壓縮方向（Compression axis，CA），并且由于片層α相間的相互制約作用，少量片層α相破碎成了短棒狀[17]，但是幾乎沒有等軸α相形成，球化率僅為0.5%。圖3b 是經(jīng)高溫變形的TC17 合金在760 ℃下保溫1 h 后的微觀組織，與圖3a 相比，片層α相也呈交織狀態(tài)，其厚度略有增大，同時(shí)組織中出現(xiàn)了一些等軸α相（如圖3b 箭頭所示）。結(jié)合圖4 的微觀組織定量結(jié)果，在760 ℃保溫1 h 后，TC17 合金α相的球化率增大到11.5%，說明在熱處理作用下，變形過程中儲(chǔ)存的畸變能得以釋放，促使片層α相發(fā)生分離，同時(shí)末端遷移機(jī)理主導(dǎo)的元素?cái)U(kuò)散過程得到加強(qiáng)，進(jìn)一步促進(jìn)了片層α相的球化過程[18]。由圖3c，d 可知，隨著熱處理溫度的增加，α相的體積分?jǐn)?shù)不斷降低，片層α長度逐漸減小，交織程度持續(xù)下降，球化程度增大。結(jié)合定量分析結(jié)果，當(dāng)熱處理溫度為780 ℃和800 ℃時(shí)，TC17 合金α相的球化率分別為14.3%和26.8%，表明熱處理溫度的升高能明顯促進(jìn)TC17合金的片層球化過程。在熱處理過程中α相的體積分?jǐn)?shù)變化也十分明顯，當(dāng)熱處理溫度分別為 760，780，800 ℃時(shí)，α相的體積分?jǐn)?shù)分別為40.0%，33.5%，29.4%，即隨著熱處理溫度的升高，α相的體積分?jǐn)?shù)逐漸降低，這是因?yàn)闊崽幚頊囟仍礁?，原子熱運(yùn)動(dòng)加劇，元素?cái)U(kuò)散作用進(jìn)一步加強(qiáng)，從而促進(jìn)了α→β相的轉(zhuǎn)變。

圖3 變形溫度為820 ℃，應(yīng)變速率為1 s?1，變形程度為20%時(shí)，熱處理溫度對(duì)變形后TC17 合金微觀組織的影響Fig.3 Effect of the heat treatment temperature on the microstructure of TC17 alloy deformed at a temperature of 820 ℃,strain rate of 1 s?1 and height reduction of 20%

圖4 熱處理溫度對(duì)變形后TC17 合金α 相球化率和體積分?jǐn)?shù)的影響（變形程度20%）Fig.4 Effect of the heat treatment temperature on the globularization fraction and volume fraction of α phase of the deformed TC17 alloy (deformation degree of 20%)

圖5 是變形溫度為820 ℃，應(yīng)變速率為1 s?1，變形程度為60%時(shí)，熱處理溫度對(duì)網(wǎng)籃組織TC17 合金熱處理保溫1 h 后微觀組織的影響。對(duì)比圖1 的原始組織和圖3a 變形程度為20%的微觀組織，圖5a 中當(dāng)變形程度為60%時(shí)，組織已經(jīng)失去網(wǎng)籃組織特征，片層α相方向基本趨于一致，近似垂直于壓縮軸方向（CA），但球化率仍然較低，僅為3.9%。為了獲得球化率較高的組織，將變形后試樣在較高溫度范圍下（820～860 ℃）進(jìn)行熱處理。圖5b 為經(jīng)高溫變形的TC17 合金在820 ℃下保溫1 h 后的微觀組織，與變形后的組織相比，大部分的片層α相已經(jīng)球化，僅有少量短棒狀的片層α相。由圖5c—d 可以看出，隨著熱處理溫度的升高，α相的球化率逐漸增大，其體積分?jǐn)?shù)明顯減小，等軸α相的分布較為均勻。結(jié)合圖6的微觀組織定量分析結(jié)果，當(dāng)熱處理溫度分別為820，840，860 ℃時(shí)，TC17 合金α相的球化率分別為58.6%，74.9%，84.7%，相應(yīng)的α相的體積分?jǐn)?shù)分別為27.6%，17.3%，5.5%，說明隨著熱處理溫度的升高，變形后TC17 合金α相的球化率逐漸升高，其體積分?jǐn)?shù)逐漸減小。

圖5 變形溫度為820 ℃，應(yīng)變速率為1 s?1，變形程度為60%時(shí)，熱處理溫度對(duì)變形后TC17 合金微觀組織的影響Fig.5 Effect of the heat treatment temperature on the microstructure of TC17 alloy deformed at a temperature of 820 ℃,strain rate of 1s?1 and deformation degree of 60%

圖6 熱處理溫度對(duì)變形后TC17 合金α 相球化率和體積分?jǐn)?shù)的影響（變形程度60%）Fig.6 Effect of the heat treatment temperature on the globularization fraction and volume fraction of α phase of the deformed TC17 alloy (deformation degree of 60%)

由上述分析可以看出，網(wǎng)籃組織TC17 合金僅經(jīng)高溫變形后球化程度較低，當(dāng)變形程度為20%和60%時(shí)，球化率分別為0.5%和3.9%，在后續(xù)熱處理的作用下，TC17 合金變形過程中儲(chǔ)存的變形畸變能得以釋放，元素?cái)U(kuò)散作用增強(qiáng)，極大促進(jìn)了片層α相的球化。隨著熱處理溫度的升高，元素?cái)U(kuò)散速率增大，原子移動(dòng)更加劇烈，片層α相的晶界分離和末端遷移過程加快[19]，球化率顯著增大。同時(shí)由于熱處理溫度逐漸靠近β相變點(diǎn)，α→β相轉(zhuǎn)變被促進(jìn)，根據(jù)式（1）可知，α相總體積分?jǐn)?shù)的下降也是球化率增大的原因之一。得出結(jié)論：變形后網(wǎng)籃組織TC17 合金α相的球化率隨著熱處理溫度的升高而增大，α相體積分?jǐn)?shù)隨著熱處理溫度的升高而減小。

2.2 熱處理溫度對(duì)TC17 合金微觀組織形態(tài)分布的影響

當(dāng)變形程度為20%以及熱處理溫度較低（760～800 ℃）時(shí)，TC17 合金高溫變形熱處理后的組織中仍保留大量片層α相，因此采用P22(r,θ)和P11(r,θ)來分別表征該工藝參數(shù)下組織中等軸α相和片層α相的分布情況。圖7 是熱處理溫度對(duì)TC17 合金高溫變形及熱處理后等軸α相（P22）和片層α相（P11）在0°和90°方向上對(duì)應(yīng)兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)的影響（變形溫度為820 ℃，變形程度為20%，應(yīng)變速率為1 s?1），其中方向角0°方向代表微觀組織金相照片的水平方向（垂直壓縮軸方向），90°方向代表微觀組織金相照片的豎直方向（平行壓縮軸方向）。圖7 中數(shù)據(jù)分別用等軸α相和片層α相體積分?jǐn)?shù)（f2，f1）的平方進(jìn)行了歸一化處理。

圖7 熱處理溫度對(duì)變形后TC17 合金熱處理中α 相兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)的影響（變形程度20%）Fig.7 Effect of the heat treatment temperature on the two-point correlation functions of α phase in the heat treatment of the deformed TC17 alloy (deformation degree of 20%)

圖7a 和b 是熱處理溫度對(duì)TC17 合金高溫變形熱處理后等軸α相在0°和90°方向上對(duì)應(yīng)兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)（P22(r,0)和P22(r,90)）的影響。當(dāng)r較小時(shí)，兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線隨r的增加而迅速下降，一方面是因?yàn)閞長度增加，超過了等軸α相的尺寸，使P22隨著r的增大迅速降低，結(jié)合圖7a 和b 中的局部放大圖可知，方向角為0°和90°對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線均在r達(dá)到一定值附近后開始趨于平穩(wěn)，由此估算出等軸α相的平均尺寸約為3 μm。另一方面是因?yàn)樵摕崽幚砗蠼M織中的等軸α相在r＜5 μm 時(shí)分布不均勻，即等軸α相之間的平均間隔較大，因此當(dāng)r增加時(shí)P22迅速降低，當(dāng)r達(dá)到一定值后，兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線隨r值增加趨于平穩(wěn)，最終趨近于1，如式（15）所示。除此之外，熱處理溫度對(duì)等軸α相的分布存在影響，由圖7a 可以看出，在方向角為0°時(shí)，熱處理溫度為780 ℃和800 ℃對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線的波動(dòng)較小，即在該溫度熱處理1 h 后在0°方向上等軸α相分布較為均勻，熱處理溫度為760 ℃時(shí)對(duì)應(yīng)的曲線在r<40 μm 時(shí)波動(dòng)幅度較小，但在r>40 μm 時(shí)有較為明顯的波動(dòng)，且曲線在r為42 μm 附近存在一個(gè)峰值，表明了該熱處理溫度下等軸α相在0°方向上存在聚集現(xiàn)象。由圖7b 可以看出，在方向角為90°時(shí)，熱處理溫度為800 ℃對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線的波動(dòng)較小，即變形后TC17 合金在該溫度熱處理1 h 后等軸α相分布均勻，而熱處理溫度為 780 ℃和760 ℃時(shí)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線有較為明顯的波動(dòng)，在r>35 μm 時(shí)更加明顯，說明在780 ℃和760 ℃熱處理后等軸α相在90°方向上分布不均勻，且曲線分別在r為38 μm 和41 μm 附近有較大的波動(dòng)，這表明在該熱處理溫度下等軸α相在90°方向上存在聚集現(xiàn)象[20]。

圖7c 和d 是熱處理溫度對(duì)TC17 合金高溫變形熱處理后片層α相在0°和90°方向上對(duì)應(yīng)兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)（P11(r,0)和P11(r,90)）的影響。由圖7c 和d 的局部放大圖可以看出，方向?yàn)?°和90°時(shí)兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線分別在r為3 μm 和2 μm 附近趨于穩(wěn)定，這主要和片層α相的形態(tài)分布相關(guān)，高溫變形后片層α相趨于垂直于壓縮軸方向（90°方向），即在0°和90°方向上片層的尺寸分布存在差異，0°方向上尺寸更大，因此0°方向相比90°方向的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線在r更大處趨于平穩(wěn)。熱處理溫度對(duì)片層α相的分布也存在影響，由圖7c 和d 所示，在方向角為0°和90°時(shí)，熱處理溫度為760 ℃和780 ℃對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線的波動(dòng)幅度均較小，而熱處理溫度為800 ℃對(duì)應(yīng)的曲線在這兩個(gè)方向上均有較大的波動(dòng)，造成該現(xiàn)象的主要原因是α相球化率的變化。當(dāng)熱處理溫度為760 ℃和780 ℃時(shí)，α相的球化率分別為11.5%和14.3%，球化率差異不大，片層α相的占比相近，在0°和90°方向上均呈均勻分布。熱處理溫度為800 ℃時(shí)，α相的球化率為26.8%，片層α相的含量大大減小，每個(gè)片層α相對(duì)分布規(guī)律的影響較大，當(dāng)一個(gè)片層α相偏離均勻分布時(shí)，兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線將產(chǎn)生較大的波動(dòng)，因此熱處理溫度為800 ℃時(shí)，片層α相在0°和90°方向上均分布不均勻。

當(dāng)變形程度為 60%以及熱處理溫度相對(duì)較高（820～860 ℃）時(shí)，TC17 合金高溫變形熱處理后的組織大部分為等軸α相（α相球化率大于55%，且體積分?jǐn)?shù)小于30%），片層α相的數(shù)目很少，因此主要采用P22(r,θ)來分別表征該工藝參數(shù)下組織中等軸α相的分布情況。由圖8a 可知，當(dāng)熱處理溫度為820 ℃和840 ℃時(shí)，等軸α相在0°方向上對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線波動(dòng)幅度較小，而在860 ℃時(shí)曲線有較大的起伏，說明在該熱處理范圍內(nèi)，當(dāng)熱處理溫度較高時(shí)，等軸α相在0°方向上分布不均勻。由圖8b 可知，等軸α相在90°方向上對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線的波動(dòng)幅度隨著熱處理溫度的升高而增大，說明在該熱處理范圍內(nèi)，等軸α相在90°方向上的分布不均勻性隨著熱處理溫度的升高而增大。造成該現(xiàn)象的主要原因是等軸α相的體積分?jǐn)?shù)變化，當(dāng)變形程度為60%，熱處理溫度分別為820，840，860 ℃時(shí)，等軸α相的體積分?jǐn)?shù)分別為27.6%，17.3%，5.5%，即α相的體積分?jǐn)?shù)隨著熱處理溫度的升高迅速下降，α相的數(shù)目也明顯減少，因此在測(cè)定等軸α相的分布情況時(shí)，每一個(gè)等軸α相對(duì)其兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線影響較大。得出結(jié)論：當(dāng)變形程度為60%，熱處理溫度較高時(shí)（820～860 ℃），等軸α相的分布不均勻性隨著熱處理溫度的升高而增大。

圖8 熱處理溫度對(duì)變形后TC17 合金熱處理中α 相兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)的影響（變形程度60%）Fig.8 Effect of the heat treatment temperature on the two-point correlation functions of α phase in the heat treatment of the deformed TC17 alloy (deformation degree of 60%)

圖9 為不同方向角下TC17 合金高溫變形熱處理后等軸α相和片層α相對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)。在球化率較小時(shí)（變形程度為20%，熱處理溫度為780 ℃），由圖9a 所示，等軸α相在0°方向上對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線波動(dòng)較小，而在45°和90°方向上具有明顯的波動(dòng)，尤其是在45°方向上波動(dòng)幅度最大。表明在該熱處理溫度下，等軸α相在0°方向上分布均勻，在90°和45°方向上分布不均，且在45°方向上分布不均勻性最明顯。由圖9b 所示，球化率較小時(shí)片層α相在0°和90°方向上對(duì)應(yīng)的兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線波動(dòng)均較小，而在45°方向上波動(dòng)幅度較大。表明片層α相在0°和90°方向上分布均勻，在45°方向上具有分布不均勻性。在球化率較大時(shí)（變形程度為60%，熱處理溫度為840 ℃），由圖9c 可知，等軸α相在3 個(gè)方向上對(duì)應(yīng)兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)曲線的波動(dòng)幅度從大到小依次是45°，90°，0°，即在該工藝條件下等軸α相的分布均勻程度為0°>90°>45°，和球化率較小時(shí)（變形程度為20%，熱處理溫度為780 ℃）等軸α相的分布情況一致。

該分布現(xiàn)象和變形后組織中片層α相的分布密切相關(guān)，變形過程中片層α相會(huì)趨于垂直于壓縮軸方向（90°），并儲(chǔ)存大量變形畸變能，經(jīng)熱處理后，在0°方向上將會(huì)產(chǎn)生大量分布均勻的等軸α相，在90°方向上，變形后片層α相的分布已經(jīng)具有一定的不均勻性，因此熱處理后組織中的等軸α相和片層α相均分布不均勻，而在45°方向上，變形后片層α相的分布不均勻性更加明顯，因此熱處理后組織中的等軸α相和片層α相在該方向上也具有較大的分布不均勻性，具體示意圖如圖10 所示。

圖9 方向角對(duì)變形后TC17 合金熱處理過程中α相兩點(diǎn)相關(guān)函數(shù)的影響Fig.9 Effect of the orientation angle on the two-point correlation functions of α phase during the heat treatment of the deformed TC17 alloy

圖10 變形后和熱處理后片層α 相和等軸α 相的分布示意圖Fig.10 Schematic diagram for distribution of equiaxed α phase and lamellar α phase after deformation and heat treatment

3 結(jié)論

網(wǎng)籃組織TC17 合金高溫變形后熱處理過程中的微觀組織演化和熱處理溫度密切相關(guān)。隨著熱處理溫度的升高，α相球化率增大，α相體積分?jǐn)?shù)減小。

熱處理溫度對(duì)變形后TC17 合金的微觀組織分布存在影響。當(dāng)變形程度為20%，熱處理溫度范圍為760～800 ℃時(shí)，隨著熱處理溫度的升高，由于片層球化的促進(jìn)，等軸α相分布均勻程度升高，而片層α相的分布均勻程度降低。

當(dāng)變形程度為 60%，熱處理溫度范圍為 820～860 ℃時(shí)，隨著熱處理溫度的升高，由于α相體積分?jǐn)?shù)的迅速減小，等軸α相的分布均勻程度反而降低。

熱處理后等軸α相和片層α相在0°，45°，90°的分布均勻程度為：0°>90°>45°，主要原因?yàn)樽冃芜^程中片層α相趨于垂直于壓縮軸方向（90°）分布，即變形后片層α相在各方向上的分布均勻程度為：0°>90°>45°。