TA19钛合金属于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系的近α钛合金，，最高使用温度540℃，，对应国外商标Ti6242S[1?3]。。由于该合金拥有中等的室和善高温强度、、优良的热不变性、、抗蠕变性和可焊性等特点，，重要利用于燃气涡轮发起机零件、、发起机结构板材零件、、飞机机体热端零件等[4]。。

钛合金锻件重要通过铸造和热处置调整两相尺寸和组织类型从而满足利用必要[5?6]。。其中，，TA19钛合金重要选取固溶时效的热处置方式[7?8]，，通常以为随着固溶温度升高，，初生α相含量降低，，强度和高温蠕变机能提高[9?14]。。文件[15?16]通过对TA19钛合金进行热仿照压缩尝试，，钻研了变形温度、、应变速度等对合金组织及取向演变的影响行为，，并阐释了其机制。。但是，，目前短缺对TA19钛合金现实铸造全过程中组织及织构的直考观察和分析钻研。。

本文对工业级TA19钛合金铸锭进行多火次的铸造试验，，并使用扫描电镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)技术对关键火次后棒坯分歧地位的微观组织及取向特点进行了系统的表征和分析。。通过钻研铸造过程中α相和β相的组织及织构演变法规，，为TA19钛合金棒材制备工艺优化提供理论支持。。

1、、尝试

尝试资料为3次真空自耗熔炼的TA19钛合金铸锭，，锭型为Φ600mm，，其化学成分为Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si（%，，质量分数），，相变点为1004℃。。将铸锭在20MN快锻机上进行共16火次的镦拔铸造获得Φ260mm规格的制品棒材，，其中每火次的镦粗量为45%，，具体工艺如下：

1)别离在1150、、1100和1050℃镦拔3火次，，锻后空冷；

2)在Tβ（β→α的相变点温度）-35~40℃镦拔两火次，，锻后空冷；

3)在Tβ+50℃镦拔一火次，，锻后水冷；

4)在Tβ-35℃镦拔9火次，，锻后空冷；

5)在Tβ-40℃镦拔一火次并滚圆，，锻后空冷。。别离在第3、、5、、6、、9、、12、、15和16火次实现后从棒坯的横截面切取心部、、D/4（D为直径，，D/4为心部与理论的中央地位）及理论地位的试样，，使用建设EBSD探头的Ultra55场发射扫描电镜和Channel5取向分析软件进行显微组织及织构特点的观察及分析。。为了两全统计性和组织细节，，EBSD扫描时的放大倍数选取50倍和500倍，，步长别离为6和0.6μm。。

2、、了局与会商

2.1铸造中的组织及织构

2.1.1第3火次

第3火次铸造后（铸造温度为1050℃）TA19钛合金棒坯心部至理论α相的组织及织构特点如图1所示。
？杉牟考癉/4地位的α相均为平直的片层状，，晶簇内的α相取向一样，，由残存β相隔开，，且晶粒内部无取向差（图1(a,b)），，注明α相在相变后并未参加变形。。理论地位由于切近锤砧降温较快，，α相片层厚度较心部及D/4地位更。。诓看嬖谙灾娜∠虿钋也棵挪说戎峄ㄍ1(c)），，注明α相在相变后参加了变形。。心部及D/4地位α相的织构均以弱<0001>织构（织构强度最高为5.0）及<1011>或靠近<1112 的非典型织构为主（图1(d,e)）；理论地位的织构更弱，，以<1122>织构为主（图1(f)）。。

2.1.2第5火次

经过第4和第5火次两相区铸造后，，钛合金棒坯各地位片层α相由于参加了变形逐步破碎（图2(a~c)）并偏离原有晶簇的取向，，因而<0001>织构进一步弱化，，并逐步向<1010>和<1120>织构偏移（图2(d~f)）。。理论地位α相的等轴化水平更高，，险些观察不到原有晶簇的痕迹（图2(c)）。。

2.1.3第6火次

TA19钛合金棒坯第6火次重新回到单相区铸造（铸造温度为Tβ+50℃），，锻后选取水冷。。相较第5火次后，，α相的片层厚度更。。ㄍ3(a~c)），，取向越发丰硕（图3(d~f)）。。这一方面是由于经历了α→β→α的反复相变及变形，，原始β相的晶粒尺寸进一步减。；另一方面是由于锻后选取水冷，，冷速加快后限度了α相厚度方向的成长。。对比图1(c)和图3(c)可知，，冷速加快后理论地位晶簇中等轴α相的数量削减，，注明部门等轴α相是在冷却过程中由相变重新形核产生的。。

2.1.4第9火次

回到两相区再进行3火次的铸造后，，由于原始β相晶粒进一步减。。押辖鸢襞餍牟亢虳/4地位α相晶簇的取向越发丰硕（图4(a,b)），，理论地位α相的等轴化水平显著更低（图4(c)），，这重要是受上一火次锻后水冷的影响。。对比图2(d~f)和图4(d~f)，，各地位α相的织构类型与第5火次后根基一致，，但整体更弱。。

由图5(a,e,i)可见，，棒坯心部至理论α相的等轴化水平逐步提高；β相的{111}极图（图5(b,f,j)）的锋锐水平注明，，心部至理论β相参加变形的水平也逐步提高。。此外，，在理论地位片层α相之间形成了部门与晶簇取向齐全分歧、、尺寸较小的等轴α相（图5(i)），，应是在冷却过程中相变形成的。。与心部（图5(c,d)）和D/4地位（图5(g,h)）类似，，理论地位的α相与β相仍根基维持Burgers取向关系，，这意味着冷却过程中相变形成的α相并不与其周围变形后的片层α相取向维持一致。。也就是说，，想要弱化单相区铸造形成的α相相变织构，，一方面依赖原有晶簇内α相的变形，，一方面必要β相参加足够多的变形，，从而丰硕冷却中相变产生的α相的取向。。

2.1.5第12火次

在6火次两相区铸造后，，心部及D/4地位晶簇内片层α相的取向差进一步提高，，α相取向越发丰硕（图6(a,b)）；理论地位α相的等轴化水平最高（图6(c)）。。心部的α相仍以<0001>和<1122>织构为主，，但锋锐水平显著减弱（图6(d)）；D/4地位产生了由<0001>织构向<1120>织构的偏转（图6(e)）；理论出现了较强的<1010>织构（图6(f)），，注明随着α相的等轴化水平提高，，其协调变形能力也加强，，更容易形成较强的形变织构。。

与第9火次后类似，，棒坯心部至理论α相的均匀晶粒尺寸降落、、等轴化水平提高、、取向越发丰硕，，如图7所示。。心部地位形成了与晶簇取向齐全分歧且偏离Burgers取向关系的等轴α相（图7(a,c)），，这注明只有β相（图7(b,f,j)）变形水平提高到某个阈值，，这些等轴α相才会形成，，不然相变将以片层α相发成长大的方式进行。。对比图5和图7，，棒坯一样地位处晶簇内α相的长宽比显著降低。。这是由于两相区反复镦拔锻唐突数增多，，片层α相协调变形难题，，逐步产生碎化。。

2.1.6第15火次

第15火次后，，TA19钛合金棒坯除心部外，，险些观察不到原有的α相晶簇（图8(a~c)）。。心部α相仍以<0001>织构为主（图8(d)）；D/4地位以靠近<1122>的过渡取向为主（图8(e)）；理论地位由于降温过程形成的等轴α相较多，，<1011>织构大大弱化（图8(f)）。。

对比图7和图9可见，，棒坯各地位α相的等轴化水平均进一步提高，，其中D/4及理论的等轴水平靠近制品棒材。。心部虽仍能观察到原有晶簇的痕迹，，但原晶簇内α相的取向差较为显著，，且存在较多冷却中形成的等轴α相（图9(a,c)）。。值妥贴心的是，，各地位β相取向也越发多样（图9(b,f,j)），，注明在两相区变形过程中，，β相变形与α相的等轴化是相辅相成的。。

2.1.7第16火次

TA19钛合金棒材铸造实现后，，原有的α相晶簇根基已经隐没（图10(a~c)）。。心部至理论的α相织构与第15火次后有所变动，，心部α相以<0001>织构和<1122>为主（图10(d)）；D/4地位以<1120>织构为主（图10(e)）；理论地位的<1010>织构有所加强（图10(f)）。。

2.2会商

2.2.1铸造过程中的组织演变

TA19钛合金棒坯在单相区铸造时重要是原始β相参加变形，，在产生β→α相变后，，原始β相内部形成多个集束状片层α相晶簇，，一样晶簇内的片层α相取向一样。。当铸造实现的现实温度高于相变点时，，片层α相不产生变形，，如心部及D/4地位，，见图1(a,b)和图3(a,b)；当低于相变点时，，α相参加变形并产生肯定水平的碎化，，如理论地位，，见图1(c)和图3(c)。。对比图1(c)和图3(c)，，在铸造实现的降温过程中，，降温速度越快，，片层α相的厚度越薄。。

在两相区铸造时，，α相和残存β相城市参加变形，，并不休产生β→α相变。。图11为使用Channel5取向分析软件统计的第9、、12和15火次后棒坯分歧地位片层α相的均匀晶粒尺寸图和长宽比图。
？杉孀胖旎鸫卧龆啵鞯匚黄悝料嗟木染Я３叽绮恍菁跣。。尚牟恐帘聿惚鹄胂骷趿12.8%、、17.2%和28.2%，，其中表层（10.09~7.24μm）始终小于心部（11.35~9.99μm）；同时，，片层α相不休产生等轴化，，从心部至理论的长宽比别离为1.89、、1.83和1.73，，其中心部（2.19~1.89）与理论（1.83~1.73）地位的长宽比差距逐步减小。。残存β相变形并产生相变后产生的等轴α相取向与原晶簇取向齐全分歧，，因而原有晶簇的痕；嶂鸩揭没。。残存β相变形水平与α相的等轴化是同步的，，由棒坯心部至理论逐步提高。。此外，，只有残存β相由于变形取向偏通报到肯定阈值后，，才会产生新的等轴α相，，不然将以片层α相长大的方式实现相变。。

2.2.2铸造过程中的织构演变

由于β→α相变后理论上会产生12种分歧取向的α相变体，，固然受β相晶界[17?19]、、β相位错[20?23]等成分影响会产生分歧水平的变体选择[24?27]，，但TA19钛合金棒坯铸造过程中并未产生强烈的α相相变织构。。图12为TA19钛合金棒坯在第3、、5、、6、、9、、12、、15和16火次后分歧地位的α相典型织构的织构强度图。。单相区铸造后（第3和6火次），，棒坯各地位根基以<0001>织构为主，，而随着两相区铸造反复镦拔次数增多，，心部仍以<0001>织构为主，，但逐步减弱（织构强度由5.0降至2.3），，D/4和理论地位别离逐步向形变织构<1120>（织构强度1.9）和<1010>织构偏转（织构强度2.6）。。由于新形成的等轴α相越来越多，，且其取向较为随机，，因而铸造实现后棒坯各地位的宏观织构都极度弱（心部至理论最高织构强度别离为：2.3（<0001>）、、1.9（<1120>）和2.6（<1010>））。。值妥贴心的是，，变形会使片层α相称轴化并偏离原晶簇的取向，，但偏离水平有限，，α相宏观织构的弱化重要依赖新形成的等轴α相。。

3、、结论

TA19钛合金棒坯在单相区铸造后，，在原始β相内部形成多个集束状α相晶簇，，取向以<0001>织构为主，，织构强度最高为5.0；当铸造实现的现实温度低于相变点时，，晶簇中片层α相参加变形并产生肯定水平的碎化，，偏离原有取向。。

TA19钛合金棒坯在两相区铸造时，，α相和残存β相城市参加变形；随着铸造火次增多，，片层α相不休减小并产生等轴化，，残存β相相变也会产生新的等轴α相。。通过9火次两相区的铸造，，各地位片层α相的均匀晶粒尺寸减小水平分歧，，由心部至表层别离为12.8%、、17.2%和28.2%；其等轴化水平逐步靠近，，长宽比由心部至理论别离为1.89、、1.83和1.73。。

随着两相区铸造反复镦拔次数增多，，α相的<0001>相变织构逐步减弱并逐步向较弱的形变织构<1010>及<1120>织构偏转，，织构强度最高为2.6；由于片层α相偏离原晶簇取向的水平有限，，α相宏观织构的弱化重要依赖新形成的等轴α相。。

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（注，，原文标题：TA19钛合金棒材铸造过程中组织及织构演变法规钻研）