1、、、引言

TC18钛合金，
，，名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，
，，是一种高强近β钛合金，
，，拥有高比强度和优异的抗冲击、、、抗委顿机能，
，，以及优良的淬透性和焊接性，
，，在航空领域拥有辽阔的利用远景。。。目前，
，，TC18钛合金已用于制备大型起落架和机体的关键承力构件，
，，以取代300M等超高强度钢，
，，在满足服役机能要求的同时起到显著的减重成效[2-3]。。。

TC18等近β钛合金在加工过程中，
，，重要通过铸造和热处置工艺实现形性协同节制，
，，满足构件的状态尺寸和组织机能要求。。。然而，
，，现实铸造过程中，
，，由于大尺寸锻坯的温度和变形散布不均匀，
，，以及多火次铸造和热处置的交替作用，
，，坯料内部极易出现细晶亮带和β织构等缺点[4-6]。。。钻研批注，
，，上述缺点直接影响钛合金的强度、、、塑性和断裂韧度等关键机能[7-9]。。。因而，
，，有必要对细晶亮带等铸造缺点的形成机理进行深刻钻研。。。王少阳等人[10]在TC4-DT钛合金锻件中发现异常的低倍亮斑组织，
，，对该类缺点的组织特点和力学机能进行了表征，
，，确认缺点处存在强取向性的大尺寸β晶粒，
，，并探求了工艺改进规划。。。Xu等人钻研了TC32钛合金锻坯中的细晶亮带缺点，
，，钻研发现该缺点对应尺寸达到100mm的β立方晶粒 (<100>方向平行于铸造方向)，
，，且将亮带缺点的形成归因于立方晶粒的异常长大。。。颜孟奇等人[4,7]对Ti55531合金自由锻件的亮带缺点进行了系统钻研，
，，先后对其组织、、、取向特点和力学机能进行了表征，
，，钻研了细晶亮带缺点对合金室温强度、、、塑性和冲击韧性的影响，
，，并对亮带缺点的成因进行了分析，
，，以为<100>取向的大尺寸β晶粒是通过相近取向的晶粒产生亚晶界归并形成的，
，，随着铸造火次的增多逐步向理论长大。。。

综上所述，
，，钛合金铸造过程中产生的细晶亮带缺点，
，，对服役机能存在重要影响。。。但是，
，，目前关于亮带缺点的钻研较少，
，，其形成机制尚不明确。。。本钻研通过特定铸造工艺在TC18钛合金锻坯中引入细晶亮带缺点，
，，选取多种分析步骤对其宏微观组织描摹、、、成分和取向特点等进行系统表征，
，，结合Gleeble热压缩钻研细晶亮带缺点的形成机理，
，，并索求削减和解除亮带缺点的铸造方式。。。

2、、、尝试

试验所用原资料为西部超导资料科技有限公司出产的TC18钛合金250mm棒材，
，，金相法测得相变点为865~870℃。。。在815℃陆续镦拔15火次，
，，获得尺寸为200mmx200mmx360mm的方坯(1#锻坯),解剖发现坯猜中心存在细晶亮带缺点。。。而后,取料在815℃陆续镦拔后，
，，别离在900℃镦拔2火次和10火次，
，，获得2#和3#锻坯。。。

选取蔡司光镜(OM)和Sigma500型场发射扫描电镜(SEM)表征TC18钛合金的显微组织描摹，
，，并结合电子背散射衍射(EBSD)技术分析其相组成和晶体取向等信息。。。显微组织表征试样研磨后选取Kroll试剂侵蚀3~5s，
，，EBSD试样使用二氧化硅悬浮液抛光，
，，抛光功夫约40min。。。

选取Gleeble热压缩试验并结合显微组织表征，
，，钻研TC18钛合金的形变织构特点，
，，以及细晶亮带缺点在分歧加载方式下的演化过程。。。在2#锻坯细晶亮带区域别离沿正向(压缩方向平行于锻压方向)和斜45°方向取样，
，，并与锻坯边缘等轴晶区域的正向压缩试样进行对比分析。。。Gleeble热压缩温度为900℃，
，，50%变形量，
，，应变速度别离为0.1和0.01s^-1。。。

3、、、了局与分析

3.1显微组织描摹

对TC18钛合金锻坯边缘等轴晶和中心细晶亮带区域进行高倍SEM分析，
，，其了局如图2所示。。。图2a对应1#锻坯边缘区域，
，，出现典型的双态组织，
，，β基体中能够观察到大量藐小的片状α相，
，，同时均匀散布着肯定量的α等轴晶粒。。。图2b为1#锻坯中心亮带缺点处的显微组织，
，，呈典型的网篮组织特点，
，，藐小的α片层均匀散布在整个区域中，
，，且拥有肯定的择优取向。。。图2c和2d别离为2#锻坯边缘及中心亮带缺点，
，，出现一样的网篮组织特点，
，，并且亮带区域的网篮组织藐小均匀，
，，α相描摹相近且存在显著的择优取向，
，，而边缘区域能够观察到β相晶界，
，，沿晶界散布着粗壮的α相和向晶内成长的α片层，
，，呈肯定的魏氏组织特点。。。此外，
，，2#锻坯分歧区域的能谱了局批注，
，，边缘等轴晶和中心亮带缺点没有显著的成分差距，
，，如表1所示。。。

表1 TC18钛合金(2#锻坯)分歧区域的化学成分

Table 1 Composition of TC18 alloy(2# forging stock) in different regions(wt%)

1#锻坯的铸造温度为815℃，
，，对应两相区铸造，
，，理论上心部及边缘均应获得双态组织。。。然而，
，，如图2所示1#锻坯细晶亮带区域和2#锻坯的心部及边缘区域都是网篮组织，
，，是钛合金从β单相区冷却后的典型组织。。。这一了局批注，
，，在铸造过程中1#锻坯中心区域可能达到甚至超过了β相变温度，
，，存在显著的变形升温。。。

3.2晶体取向特点

3.3β晶粒尺寸

上述组织描摹及晶体取向了局批注，
，，1#~3#锻坯细晶亮带区域的β相晶粒尺寸较大，
，，且维持立方取向或存在<100>织构。。。由于SEM和EBSD分析区域尺寸较小，
，，并且都没有观察到β晶界，
，，因而无法确定细晶亮带区域的β晶粒尺寸。。。为此，
，，在锻坯中心取大尺寸试样，
，，并进行了系统分析。。。

首先，
，，在1#~3#锻坯细晶亮带区域随机取样，
，，试样截面尺寸约15mm10mm,900℃保温2 min后淬火以解除α相的影响，
，，而后对试样边角和中心区域进行EBSD表征，
，，地位如图5a所示。。。单个分析区域尺寸约3mm x2mm，
，，步长为15μm。。。了局批注，
，，在整个试样对应的厘米尺度内，
，，锻坯细晶亮带区域的β相取向根基一致。。。图5b~5f为3#锻坯试样5个分歧区域的{100}极图，
，，能够看到试样分歧区域的β相均为立方取向，
，，每个分析区域内部和分歧区域之间整体取向差均在2°~5°。。。

在上述尝试的基础上，
，，进一步增大试样尺寸至50mm 50mm。。。图6所示试样位于2#锻坯边部和中心细晶亮带的接壤处，
，，在900℃保温2min淬火后进行组织描摹分析。。。结合宏微观分析了局能够看出，
，，锻坯边部的β晶粒呈等轴状，
，，晶粒尺寸有肯定差距，
，，在0.2~1mm不等，
，，而细晶亮带区域基体阐发为1个齐全晶粒，
，，在OM和SEM下均未观察到晶界。。。亮带区域的β立方晶粒内部存在少量呈岛状散布的藐小晶粒，
，，晶粒尺寸与边部等轴晶区域相近。。。

结合分歧锻坯的宏微观组织表征能够得出,TC18钛合金锻后整个细晶亮带区域应为单个  β立方晶粒,晶粒尺寸在100mm以上。。。

4、、、会商

TC18钛合金锻坯中心的细晶亮带缺点即β立方晶粒的形成和长大，
，，取决于铸造过程中的变形前提和形变机制，
，，并受铸造方式的影响。。。

4.1组织不均匀性

思考到TC18钛合金锻坯亮带缺点与边部区域的成分一样，
，，而锻后显微组织和晶体取向存在显著差距，
，，因而首先分析变形前提蕴含温度、、、应力应变等方面的内外差距，
，，进而会商其组织不均匀性。。。

选取有限元法对TC18钛合金镦拔过程中温度和应变的散布及演化进行数值仿照,参考文件[14-15]中的机能数据成立简化的双曲正弦本构模型:

式中,  σ_p和  σ_s别离为两相区的峰值应力和稳态应力, X对应软化率，
，，  Z_p和  Z_s 别离是基于峰值应力和稳态应力求得的Zener-Hollomon参数。。。模型中忽略了两相变形过程中的瞬态应变硬化和  β相变大局的不陆续屈服阶段，
，，以确保流变强度的陆续性,并选取JMAK方程描述软化动力学。。。参考文件[16]能够发现，
，，上述本构模型预测的流变曲线与尝试数据拟合较好。。。

上述仿照了局批注，
，，TC18钛合金铸造过程中心部和边部区域的变形前提存在较大差距，
，，心部塑性变形量和温度均显著高于边部区域。。。尤其值妥贴心的是，
，，锻坯心部区域在陆续镦拔后，
，，温度可能升高至β相变温度以上，
，，而边部仍处于两相区温度领域，
，，这可能是细晶亮带缺点形成的重要原因。。。此外，
，，钻研批注钛合金在热压缩变形时，
，，由于应变能和溶质元素散布的影响，
，，会导致合金β相变温度降低[17]，
，，进一步加剧锻坯内外的组织差距。。。因而，
，，TC18钛合金锻坯变形前提尤其是温度散布不均造成的组织不均匀性，
，，是细晶亮带缺点形成的重要原因。。。

4.2β立方晶粒的形成

TC18钛合金细晶亮带缺点为尺寸在100mm以上的β立方晶粒，
，，与通常的晶粒异常长大景象相比[18]，
，，拥有肯定的特殊性。。。首先，
，，亮带缺点的β晶粒拥有特定取向，
，，<100>方向平行于铸造方向。。。其次，
，，β立方晶粒尺寸弘远于通常的异常长大晶粒。。。因而，
，，钻研TC18钛合金细晶亮带缺点的形成，
，，必要综合思考取向演化和晶粒长大。。。

如前文所述，
，，钛合金中β相在热压缩过程中重要产生<100>和<111>2种丝织构，
，，并且<100>织构随着温度升高、、、应变速度降低和应变量的增长逐步加强。。。图8为TC18钛合金在900℃分歧应变速度下热压缩后β相的IPF云图，
，，图中竖直方向对应压缩方向。。。图8a和8b中β相的重要织构组分均为<100>和<111>织构，
，，且随着应变速度降低，
，，<100>织构显著加强。。。当应变速度为0.1s时，
，，<100>和<111>取向的β晶粒显著沿水平方向拉长，
，，且内部亚结构(重要是小角晶界，
，，2°~10°)较少，
，，只在晶界边缘尤其是2种分歧取向β晶粒的接壤区，
，，存在大量小角晶界和局域应变。。。此时，
，，β相的变形机制以动态回复为主，
，，晶粒在伸长的同时形成取向织构。。。随着应变速度降至0.01s-1，
，，晶粒内部小角晶界的散布越发均匀，
，，并且分歧取向β晶粒接壤处出现肯定数量的再结晶晶粒，
，，晶粒尺寸为20~50μm，
，，取向以<100>为主。。。再结晶晶粒的晶界与小角晶界网络重叠，
，，并且存在大量不陆续大角晶界，
，，如图中箭头所示，
，，对应陆续动态再结晶。。。Ｋ伎嫉蕉团魑し教，
，，且镦拔过程中反复沿3个正交方向进行压缩变形，
，，锻坯心部<100>取向的β晶粒体积分数会不休增大，
，，并最终归并形成大尺寸的立方晶粒。。。

TC18钛合金锻坯热处置后的亚结构如图9所示，
，，试样位于锻坯边缘与亮带缺点接壤处，
，，热处置方式为900℃/2 min/炉冷至850℃/90 min/空冷。。。图9a为OM拼图，
，，图中左侧对应锻坯边部β等轴区域，
，，右侧为细晶亮带区域。。。从图中能够看出，
，，亮带缺点即β立方晶粒经退火处置后出现大量亚结构，
，，阐发为密集散布的玄色迹线，
，，在远离接壤处的区域呈条带状，
，，描摹类似柱状晶，
，，整体轨迹对应锻坯的流变曲线，
，，如图中红色虚线所示。。。结合图9b~9c所示的β晶粒取向和局域取向差(KAM)散布了局，
，，能够确定β晶粒内的亚结构为亚晶界，
，，且晶界取向差在0.5°左右。。。如图9所示β等轴晶区的晶界较为平直，
，，且接壤处的β晶界均向亮带区域凸起，
，，批注热处置过程中β等轴晶有肯定水平的长大，
，，并且晶界向右侧亮带区域迁徙。。。别的，
，，β等轴晶内部同样存在肯定量的亚晶界，
，，如图9a中红色虚线框标注区域，
，，但亚晶界的数量较少，
，，且重要散布在晶粒中心区域。。。

通常以为，
，，相比大角晶界，
，，亚晶界的迁徙越发难题[19]，
，，因而内部含有大量亚晶界的β立方晶粒在退火过程中难以长大。。。此时，
，，β等轴晶区随机取向的晶粒发成长大，
，，晶界向周围和β立方晶粒内部迁徙，
，，在此过程中等轴晶内部大量亚晶界隐没，
，，只在晶粒中心存在少量残留。。。这一亚晶界驱动晶粒长大的机制在Cu-Al-Mn等合金循环热处置中存在[20],能够诠释TC18钛合金退火后的晶粒描摹和亚结构散布特点，
，，以及1#~3#锻坯随着900℃多火次铸造β立方晶粒尺寸的减小。。。但是，
，，上述理论无法诠释大尺寸β立方晶粒最初的形成过程。。。因而，
，，β立方晶粒的形成只能归因于3个正交方向反复的压缩变形，
，，导致锻坯心部<100>织构不休强化，
，，最终相近取向的<100>晶：：９椴⒊1个大尺寸的β立方晶粒。。。立方晶粒内部存在大量变形亚结构，
，，在退火过程中形成亚晶界。。。

4.3铸造方式的影响

为了验证铸造方式对细晶亮带缺点的影响，
，，对比分析了正向和斜45°方向压缩前提下β立方晶粒的组织演化，
，，其了局如图10所示。。。Ｄ芄豢吹，
，，正向压缩50%后，
，，试样中心β立方晶粒的OM描摹没有显著变形特点，
，，且晶体取向齐全没有变动。。。产生这一景象的原因在于bcc单晶变形通过“铅笔式滑移”进行[21]，
，，在此过程中滑移系相对<100>对称，
，，旋转分量相互抵消，
，，立方晶粒并不产活泼弹。。。斜45°方向压缩时，
，，在试样中心截面能够观察到显著的斜向剪切带，
，，整体呈菱形，
，，如图10b所示。。。对菱形右侧一角进行EBSD表征，
，，了局见图10d，
，，能够发现剪切带区域存在显著的局域应变，
，，两侧有显著的晶体取向差距，
，，存在肯定量的小角晶界和不陆续的大角晶界。。。

上述了局批注，
，，由于bcc结构特殊的变形方式和较小的泰勒因子，
，，在正向压缩变形过程中，
，，β立方晶粒Ｄ芄晃秩∠虿槐。。。只有通过斜向的压缩变形，
，，才可能在β立方晶粒内部产生剪切变形带，
，，并在后续退火时通过再结晶解除细晶亮带缺点。。。因而，
，，只管2#和3#锻坯在900℃进行了多个火次的镦拔，
，，但由于铸造方式依然沿正交方向，
，，细晶亮带缺点并没有显著改善。。。

5、、、结论

1)TC18钛合金锻后心部的细晶亮带缺点为网篮组织，
，，对应单个β晶粒，
，，晶粒的<100>方向平行于铸造方向，
，，晶粒尺寸约100mm。。。

2)TC18钛合金铸造过程中，
，，存在显著的变形升温，
，，锻坯心部的应变量和温度显著高于边部区域，
，，是造有意部亮带缺点的重要原因。。。

3)细晶亮带缺点处的大尺寸β立方晶粒，
，，是由于沿正交方向反复压缩变形，
，，导致锻坯心部<100>织构不休强化，
，，相近取向的<100>晶：：９椴⑿纬傻。。。

4)由于亚晶界相比大角晶界更难迁徙，
，，在退火过程中β晶界向含大量亚晶界的立方晶粒内部移动，
，，因而能够通过退火处置减小细晶亮带缺点尺寸。。。

5)β立方晶粒在正向压缩时能够维持取向不变，
，，为了削减甚至解除细晶亮带缺点，
，，铸造过程中必要选取对角拔长或倒八方等工序，
，，预防沿正交方向反复变形。。。

参考文件References

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（注，
，，原文标题：：：TC18钛合金铸造过程细晶亮带缺点的形成机制_刘向宏）