發布日期：2026-3-23 16:06:19
鈦合金因其優異的比強度、良好的耐腐蝕性能和高溫力學性能，在航空航天、生物醫療等關鍵領域具有不可替代的地位[1]。在一些服役工況下，構件常承受復雜應力和變溫環境，導致循環損傷累積甚至過早失效[2]。因此，研究鈦合金在循環應力加載下的組織演變和變形機制，對優化材料設計、評估循環損傷具有重要意義。
TC4 合金屬于典型的 α+β 型鈦合金。研究[3~7]表明，α 相鈦合金的力學性能主要受 hcp 結構 α 相影響，而在 β 型鈦合金中可以通過調控析出相演變優化材料性能[8,9]。TC4 合金力學性能與組織類型密切相關，等軸組織通常具有更高強度和更高疲勞壽命，而魏氏組織由于層片組織的晶界密度較大，能夠降低裂紋擴展速率，但界面處易形成裂紋，疲勞壽命性能受限[10]。此外，微織構區域(microtextured regions，MTRs)的存在進一步加劇了疲勞損傷風險。在 TC4 合金熱機械加工過程中，具有相近取向的 α 晶粒會聚集形成尺寸遠大于平均晶粒的 MTRs[11~13]。這些區域在變形中表現為“偽單晶”單元[14]，導致微織構區域界面處顯著的應變不協調性和應力集中[15~17]，進而縮短疲勞壽命并增大性能分散度[18~21]。
材料的力學性能不僅與材料的微觀組織相關，更與其晶體結構相關[22]。TC4 合金中 α 相為 hcp 結構，滑移主要沿著⟨112̅0⟩和⟨112̅3⟩方向進行�；聘菀装l生在具有⟨112̅0⟩方向的型 Burgers 矢量上，這種滑移可以出現在三個柱面{101̅0}晶面以及基面(0002)上[23~25]。⟨112̅3⟩方向的滑移具有 型 Burgers 矢量，因此更難以激活。已有研究[26]表明，低周疲勞條件下 α 相基面/棱柱面滑移主導變形，微裂紋常沿高 Schmid 因子的路徑在初生 α 晶粒內形核。而在加載軸垂直于{112̅0}面的情況下，錐面
綜上所述，TC4 合金的滑移機制和組織特征較為復雜，有待進一步深入研究。本工作圍繞 TC4 合金的循環變形損傷微觀機制，開展了循環變形中微觀組織演變、滑移機制實驗與分析。通過對比不同循環周次下的微觀組織、局部取向差(kernel average misorientation，KAM)，揭示微織構區域主導下的局部塑性應變不均勻性以及錐面
1、實驗材料和方法
1.1實驗材料
試驗材料為準 β 退火態鍛造處理的 TC4 合金，整體無明顯各向異性。其化學成分(質量分數，%)為：Al 5.5~6.35，V 3.6~4.4，C ≤0.05，N ≤ 0.03，O ≤ 0.13，H ≤ 0.0125，Fe ≤ 0.25，Ti 余量。試樣參考 HB 5287—1996《金屬材料軸向加載疲勞試驗方法》設計，試樣幾何尺寸和加載方向如圖 1 所示，采用線切割進行加工。試樣平行段中間紅色區域為材料微觀表征測試區域，使用 400~2000 號 SiC 砂紙依次打磨，并用粒度為 0.05 μm 的 OPS 懸浮液進行鏡面拋光。最后在 Buller Vibrome-2 型振動拋光儀上振動拋光。所用腐蝕液為 Kroll 試劑(3%HF + 6%HNO3 + 91%H2O，體積分數)。
1.2循環加載實驗
循環加載實驗在MTS Landmark電液伺服疲勞試驗機上進行，實驗過程采用應力控制，應力加載方向為X0方向，如圖1所示，波形為正弦波，頻率為10Hz，應力比(R)為0.1，最大應力為700MPa。單個試樣循環加載周次分別達到0、100、500、5000周時中斷實驗，進行材料微觀組織和結構表征測試。
1.3微觀組織與結構表征
圖1紅色平行段區域為微觀組織與結構表征區域,采用包含五軸樣品臺的Empyrean型 X射線衍射(XRD)對經過處理的TC4合金試樣平行段進行物相分析，儀器最大功率為2.2kW，Cu靶，入射線波長為0.154 nm,θ −2θ聯動掃描范圍30 ∘ ∼125 ∘,測試電壓40kV,電流40 mA,掃描速率2 (∘) /min,步進0.02 ∘。使用 OLS5100激光共聚焦顯微鏡(LSCM)對該區域進行三維形貌掃描。采用配備有 Symmetry S2電子背散射衍射(EBSD)系統的 JSM-IT800高分辨場發射掃描電子顯微鏡(SEM)分析循環變形過程中微觀組織的變化,測試電壓20kV,掃描步長3μm,采集參數 binning為4 ×4。后續處理在 Channel-5軟件中完成,用于提取晶粒度、取向信息及相關損傷評價指標。對不同周次疲勞加載的 TC4合金試樣,在平行段區域使用線切割切取10 mm ×10 mm ×1 mm的試塊。采用 400 5000號砂紙依次打磨并用粒度0.5μm的研磨膏拋光,最后利用雙束聚焦離子束對樣品進行切割。采用 Talos F200X冷場場發射透射電鏡(TEM)對切割后的 TC4合金試樣進行電子衍射和位錯形貌分析。
2、實驗結果與分析
2.1 TC4合金初始微觀組織和晶體結構
準β退火態 TC4合金初始顯微組織及 XRD譜如圖 2所示。由圖 2a可見,組織由粗大的β晶粒和晶界α組成,β晶粒內部有不同取向集束α,同一集束內α片層近似平行,片層寬度在2μm左右。圖 2 b為α相和β相標準粉末樣品的 XRD譜以及 TC 4合金樣品 XRD譜。可見,合金主要顯示α相的衍射峰,未觀察到β −Ti衍射峰,這是由于合金中β-Ti含量較少所致。此外, XRD譜中{11 20}與{10 13}晶面的衍射峰強度明顯高于標準粉末樣品,表明由于原材料鍛造退火處理后晶粒變得粗大,在 XRD測試過程中表現了一定的擇優取向,具體為晶粒{11 20}晶面法向優先排列在樣品表面法線方向上。
2.2 TC4合金循環變形力學響應
圖 3所示為循環加載 0-5000 cyc范圍內 TC4合金的應力-應變曲線及塑性應變幅(ε pa )與循環加載周次之間的關系。如圖 3a所示,在循環初期,應力-應變滯后環呈現不穩定特征。隨著循環周次增加,滯后環逐漸向拉伸應變方向偏移,同時其寬度逐漸減小并趨于穩定,表明材料的循環變形行為從快速硬化階段進入準穩態階段。在循環至 5000 cyc時塑性應變達到 6.7%,表明材料發生了塑性變形。根據式(1)計算應變幅 (ε pa ):
式中,ε a 為該循環周次滯后環上應變最大值,ε b 為該循環周次滯后環應變最小值。從ε pa 與循環加載周次的關系(圖 3b)來看,在 5000 cyc范圍內,曲線可分為兩個階段:第一階段為 100 cyc以內,應變幅從0.8%快速增加到3%，這一階段材料塑性應變急劇增加;第二階段從100 cyc到5000 cyc，應變幅在3%上下波動，進入準穩態階段，第二階段占據了材料循環變形壽命的絕大部分。
2.3 TC4合金循環變形微觀組織演變
多晶材料循環加載過程中，不同取向晶粒的變形響應存在顯著差異，其主導變形機制不僅取決于滑移系激活條件，還受晶界約束、相鄰晶粒取向關系等多因素耦合影響。對于TC4合金，由于a相的滑移系數目有限，局部取向和微織構特征對微觀塑性變形行為的影響尤為突出。圖4為不同循環周次時TC4合金的LSCM表面形貌圖、EBSD晶粒取向分布反極圖(inverse pole figure，IPF)以及KAM結果。從初始狀態至100cyc，部分晶粒發生明顯塑性變形(圖4a和b)，并形成清晰的駐留滑移帶。隨著循環周次增加，滑移帶密度顯著提高，且更多區域開始出現輕微塑性變形。圖4e~h為不同加載周次對應的Z0方向IPF，不同顏色代表晶粒不同取向，由于β相含量過低、尺度過小，EBSD測試過程中不能有效解析，所以β相在EBSD測試過程中不予考慮，僅見部分a相粗大晶粒(區域I)Z0方向呈現較明顯的(1120)取向，該結果與圖2b中{1120}晶面的衍射峰強度明顯高于標準粉末樣品的現象一致。但在循環變形過程中，不同晶粒顏色未發生明顯變化，表明盡管在循環變形過程中滑移系統被激活并在表面形成駐留滑移帶，但晶粒沒有發生明顯旋轉，平均取向保持穩定。圖4i~l為與圖4e~h相應的KAM圖�？梢钥闯觯S著循環周次增加，位于區域I的微織構內塑性應變局域化加劇，導致晶格畸變程度升高，甚至出現因變形過量而產生的零解析區域。
為定量表征循環變形損傷的微觀累積,統計了循環加載前后 KAM分布直方圖及其采用對數正態分布函數(f(KAM))的擬合結果, f(KAM)的表達式為:
式中,σ和μ分別是對數正態分布的形態參數和尺度參數。 KAM分布的均值(m KAM )和方差(v KAM )定義為:
m KAM 可用于推斷循環加載過程中微觀尺度上的塑性應變水平,而v KAM 則能夠量化微觀結構內應變局部化的程度[31]。圖 5為 TC4合金損傷參數m KAM 和v KAM 隨循環周次的變化情況。初始狀態下,兩者均處于較低水平,隨著循環周次的增加,兩者迅速上升:m KAM 從 0.52升至 0.73,v KAM 由 0.068激增至 0.19。循環 10 cyc以后,材料部分區域發生嚴重塑性變形出現零解析區域,導致m KAM 和v KAM 突然降低。此后,兩者趨于穩定,分別圍繞 0.50 0.54與 0.085 0.092低幅振蕩。結合圖 4 i可見,初始狀態下高 KAM區域較少,僅局部團簇或界面顯示輕微的應變集中,因此其損傷參數均處于較低水平。圖 4 j顯示,外載初始作用下部分區域因應力集中導致 Kikuchi衍射花樣質量下降,表明大量可動位錯被激活并晶內局部形成顯著取向梯度,塑性滑移呈現高度局域化,與圖 4b中明顯塑性變形及致密駐留滑移帶直接對應。正是這種極端的局域化變形,導致部分區域(如駐留滑移帶核心)的晶格畸變超過了 EBSD的解析極限,形成了“零解析區域”。如圖 5所示,這些代表最嚴重損傷的區域在統計時被排除,是導致隨后計算得到的m KAM 和v KAM 出現“急劇降低”這一統計現象的直接原因。而當m KAM 和v KAM 穩定時, KAM分布圖(圖 4 k和 l)中高 KAM區域面積減少、分布趨于離散,說明大多數晶粒內部的取向梯度已趨于穩態,僅余少量高 KAM斑塊殘留于晶界或團簇邊緣。損傷參數m KAM 和v KAM 的演變趨勢與材料宏觀力學響應高度一致。
進一步提取不同循環周次、具有典型微織構特征區域I與相同取向區域II的花樣質量(band contrast，BC)變化(圖6)。BC值反映衍射信號質量，其下降直接關聯于位錯等晶體缺陷導致的晶格畸變。分析表明，微織構區域I的BC在前100 cyc從77.32快速降低到57.65，降低幅度為25%，此后周次趨于穩定;區域II的BC從0cyc時的100.83變為5000cyc時的85.12，下降約15%。后者BC值始終高于前者，定量證實了微織構區域在循環加載中經歷了更劇烈的塑性變形，累積了更高的位錯密度與晶格畸變。這一現象取決于微織構區域獨特的微觀結構。如圖4e所示，區域I由多個晶體學取向高度一致的a片層集束構成，形成了一個尺度遠大于單個晶粒的“軟性”單元。在循環載荷下，這種取向一致性使其表現出“類單晶”行為:集束內部晶粒間的變形約束較弱，允許滑移在多個平行片層間協調傳遞，從而使整個微織構區域能夠協調更大的塑性應變。與之相對，區域II中的細小晶粒受四周取向各異的其他晶粒制約，變形受到強烈約束，故塑性發展緩慢。這種“類單晶”行為使得晶粒團簇能夠協調更大的塑性變形，但同時也加劇了其與周圍硬取向區域在界面處變形不協調性，導致顯著局域應力集中。因此，這種具有特定取向的晶粒團簇在循環載荷下更易成為損傷形核的核心位置[21]。Littewood等[32]在TC4合金塑性變形過程中，發現相同取向晶粒團簇承芨蟮乃芐雜Ρ�，而相猎憮喜�∠蚓ЯＴ虺械８叩牡雜Ρ�，进一步证时I嗽赥C4合金中，微織構區域作為“軟區”優先塑性協調變形的現象。
2.4TC4合金循環變形滑移機制
從上述結果來看，滑移是TC4合金循環變形行為的關鍵。圖7a~d對比了不同疲勞循環周次下X0方向IPF演化過程。晶體取向在⟨0001⟩和⟨11 2 ˉ0⟩方向之間，隨著循環變形的進行，前100 cyc內⟨0001⟩織構稍微減弱，而(1120)方向的織構強度逐漸增強。從晶體取向示意圖(圖8e)可見，此時晶粒的{1120}平面接近垂直于加載方向，由此可近似表征為c軸與加載方向正交。
織構的演化直接影響了材料內部各滑移系的Schmid因子分布。圖8為不同循環周次下TC4合金α相各滑移系的Schmid因子演變。統計分析表明，在初始狀態(圖8d)錐面{10}1}
這種由織構主導的滑移機制選擇，是材料循環變形響應的核心。通常，在隨機織構的a-Ti中，由于錐面位錯發生纏結，并且這些纏結結構會進一步演化為位錯鎖和小角度晶界。這一發現為理解織構材料中由于滑移面平行加載方向被顯著抑制;柱面{10}雖然在個別有利取向上較容易激活，但多晶平均水平仍低于錐面
多晶材料的位錯滑移不僅取決于滑移系的激活，更受其微觀結構特征，特別是相界面的顯著影響。圖10為初始態和加載5000 cyc后TC4合金樣品的TEM像。材料初始態(圖10a和b)時，在a相內部殘存有少量的位錯，這些位錯呈現多條平行分布，并且在這些位錯之間還交叉分布著較短的位錯，并向a相內滑移。隨著循環周次增加到5000 cyc，a相內部的微觀形貌并未發生明顯變化(圖10c)，但α/β界面對α相內部平行分布的位錯滑移形成阻礙，這種高密度的相界面能夠顯著提高材料循環壽命。由于循環過程中兩相界面處產生切應力，a/β界面處的位錯(圖10d)數量明顯增多，且位錯沿界面呈平行分布，說明在循環變形過程中，界面成為新的位錯源。
綜上所述，TC4 鈦合金在循環載荷下的微觀變形與損傷演化由晶體取向相關的滑移行為與 α/β 界面處的位錯活動共同調控。在織構演化背景下，錐面
3、結論
(1) TC4 合金在循環加載過程中表現為初始快速硬化，應變幅急劇上升，隨后進入準穩態階段。相應地，其微觀損傷演化表現為：初期損傷參數 mKAM 和 vKAM 快速升高，標志著微織構區域成為塑性應變高度集中區；隨之變形加劇，導致晶格畸變過高而無法解析，引發損傷參數突降，此后進入緩慢波動階段，最終在界團簇邊緣殘留高應變帶。
(2) 在晶粒 c 軸近似與加載方向垂直的織構條件下，基面{0001}和柱面{101̅0}滑移系被抑制，而錐面{101̅1}
(3) α/β 界面在循環變形中是位錯的核心源與累積區：兩相界面處由于循環切應力作用下，界面處位錯增殖、沿界面平行排列并發生堆積；同時，界面對滑移的阻礙促使位錯在界面附近累積，誘發局部應力集中。因此，TC4 合金在循環載荷下的宏觀變形，是由晶體滑移與上述界面位錯活動共同調控的協同機制所主導。
參考文獻
[1] Banerjee D, Williams J C. Perspectives on titanium science and technology[J]. Acta Mater., 2013, 61: 844
[2] Chen B, Bao R, Zhang J Y,et al. Combined design and analysis of durability and damage tolerance for flight structure[J]. J. Beijing Univ. Aeronaut. Astronaut.,2004,30:139
(陳勃,鮑蕊,張建宇等.飛機結構耐久性/損傷容限綜合設計與分析[J].北京航空航天大學學報,2004,30:139)
[3] Guo P,Zhao Y Q,Zeng W D,et al. The effect of microstructure on the mechanical properties of TC4-DT titanium alloys[J]. Mater.Sci.Eng.,2013,A563:106
[4] Guo P. Research on damage behaviors of TC4-DT titanium alloys[D]. Xi'an: Northwestern Polytechnical University,2015(郭萍.TC4-DT鈦合金損傷行為研究[D].西安:西北工業大學,2015)
[5] Huang S S, Ma Y J, Zhang S L,et al. Influence of alloying elements partitioning behaviors on the microstructure and mechanical properties inα +βtitanium alloy[J]. Acta Metall. Sin., 2019, 55: 741
(黃森森，馬英杰，張仕林等.α+β兩相鈦合金元素再分配行為及其對顯微組織和力學性能的影響[J].金屬學報,2019,55:741)
[6] Wu W Y, Song C H, Zhang Z S, et al. Microstructure and properties of as-cast Co-28Cr alloy with aging treatment[J]. Chin. J. Rare Met.,2025,49:982
(吳文源，宋成浩，張振山等.時效處理對鑄態Co-28Cr合金組織和性能的影響[J].稀有金屬,2025,49:982)
[7] Zhu Z S, Wang X N, Tong L, et al. Research and application of damage tolerance titanium alloys for aeronautical use[J]. Mater.China,2010,29(5):14
(朱知壽，王新南，童路等.航空用損傷容限型鈦合金研究與應用[J].中國材料進展,2010,29(5):14)
[8] Cheng J. Study on cold deformation, phase transformation and corrosion behavior of a new metastableβ-type Ti-B12 biomedical titanium alloy[D]. Xi'an: Northwestern Polytechnical University,2021
(程軍.新型亞穩定β型Ti-B12醫用鈦合金冷變形、相變與腐蝕行為研究[D].西安:西北工業大學,2021)
[9] Fu Y, Peng H B, Wang H,et al. Engineering omega phase enables a wide temperature range Elinvar effect in metastableβ-Ti alloys[J].J.Mater.Sci.Technol.,2025,225:159
[10] Nalla R K, Ritchie R O, Boyce B L,et al. Influence of microstructure on high-cycle fatigue of Ti-6Al-4V: Bimodal vs. lamellar structures[J]. Metall. Mater. Trans., 2002, 33A: 899
[11] Germain L, Gey N, Humbert M, et al. Texture heterogeneities induced by subtransus processing of nearαtitanium alloys[J]. Acta Mater.,2008,56:4298
[12] Szczepanski C J, Jha S K, Larsen J M, et al. Microstructural influences on very-high-cycle fatigue-crack initiation in Ti-6246[J]. Metall. Mater. Trans.,2008,39A:2841
[13] Germain L, Gey N, Humbert M,et al.β→aa Variant selection in sharp hcp textured regions of a bimodal IMI834 billet[J]. Mater.Sci.Forum,2005,495-497:663
[14] Rugg D, Dixon M, Dunne F P E. Effective structural unit size in titanium alloys[J]. J. Strain Anal. Eng.
[15] Bache M R, Evans W J. Dwell sensitive fatigue response of titanium alloys for power plant applications[J]. J. Eng. Gas Turbines Power,2003,125:241
[16] Whittaker R,Fox K, Walker A. Texture variations in titanium alloys for aeroengine applications[J]. Mater. Sci. Technol., 2010,26:676
[17] Lunt D, da Fonseca J Q, Rugg D,et al. Microscopic strain localisation in Ti-6Al-4V during uniaxial tensile loading[J]. Mater. Sci.Eng.,2017,A680:444
[18] Lunt D, Thomas R, Atkinson M D,et al. Understanding the role of local texture variation on slip activity in a two-phase titanium alloy[J]. Acta Mater.,2021,216:117111
[19] Bridier F, Villechaise P, Mendez J. Slip and fatigue crack formation processes in an a/β titanium alloy in relation to crystallographic texture on different scales[J]. Acta Mater.,2008,56:3951
[20] Evans W J, Jones J P, Whittaker M T. Texture effects under tension and torsion loading conditions in titanium alloys[J]. Int. J.Fatigue,2005,27:1244
[21] Le Biavant K, Pommier S, Prioul C. Local texture and fatigue crack initiation in a Ti-6Al-4V titanium alloy[J]. Fatigue Fract.Eng. Mater. Struct.,2002,25:527
[22] Imani N, Shahmir H, Huang Y, et al. The significance of crystal structure on grain refinement during severe plastic deformation[J]. J. Mater. Sci., 2025, 60: 11616
[23] Zaefferer S. A study of active deformation systems in titanium alloys: Dependence on alloy composition and correlation with deformation texture[J]. Mater. Sci. Eng.,2003,A344:20
[24] Bridier F, Villechaise P, Mendez J. Analysis of the different slip systems activated by tension in a a/β titanium alloy in relation with local crystallographic orientation[J]. Acta Mater.,2005,53:555
[25] Jones I P, Hutchinson W B. Stress-state dependence of slip in Titanium-6Al-4V and other H.C.P. metals[J]. Acta Metall., 1981,29:951
[26] Wu Z H, Kou H C, Li J S, et al. Crack initiation mechanism of a silicide-containing high-strength Ti-5Al-7.5V alloy under low-cycle fatigue loading[J]. Mater. Sci. Eng.,2023, A865: 144654
[27] Wang C L, Yu D P, Niu Z Q,et al. The role of pyramidal⟨c +a⟩dislocations in the grain refinement mechanism in Ti-6Al-4V alloy processed by severe plastic deformation[J]. Acta Mater., 2020, 200: 101
[28] Su R, Liu Q L, Li H Z,et al. Effect of three-stage heat treatment on the composite waveform and variable amplitude fatigue properties of TC4 titanium alloy pulsed laser-arc hybrid welded joints[J]. Int. J. Fatigue, 2025, 191: 108673
[29] Zhu X L. Fatigue damage evaluation of coarse-grained austenitic stainless steel based on EBSD and ultrasound methods[D].Dalian: Dalian University of Technology,2017
(朱效磊.基于EBSD和超聲的粗晶奧氏體不銹鋼疲勞損傷評價[D].大連:大連理工大學,2017)
[30] Che F, Zhang P, Meng Y Y, et al. Mesoscale damage behavior and meso-macroscale correlation of low-cycle fatigue in Z2CND18.12N austenitic stainless steel[J]. Mater. Sci. Eng.,2022,A854: 143894
[31] Guo Y Y, Zhang B W, Zhou L L, et al. Creep strain and stress state-dependent creep asymmetry during early-stage room-temperature creep in a titanium alloy[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2026, 243:1
[32] Littlewood P D, Wilkinson A J. Local deformation patterns in Ti-6Al-4V under tensile, fatigue and dwell fatigue loading[J]. Int.J. Fatigue, 2012,43:111
（注，原文標題：TC4鈦合金循環變形微觀組織演化與滑移機制_吳帆）