TC17钛合金名义成分为Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr（质量分数，，w/%）,是一种最高使用温度为427℃的高强、高韧和高淬透性的富β相两相钛合金[1,2]，，被宽泛用于制作航空发起机电扇和压气机盘件。为得到拥有优良断裂韧度和蠕变机能的TC17钛合金锻件，，通常先在α+β两相区多火次铸造得到双态组织，，再经单火次β铸造得到网篮组织[3]。棒材的组织均匀性直接影响锻件的组织和机能。组织不均匀的棒材被加热到相变点以上，，极易出现部门原始β晶粒粗壮的问题，，进而影响盘类锻件的机能[4]。由于TC17钛合金中含有4%的易偏析元素Cr,有较为严重的β斑偏差，，因而大规格棒材铸造难度较大[5,6]。随着新一代航空发起机向电扇和压气机盘级数削减、转速增长、高温段前移、结构整体化发展[7]，，航空发起机电扇盘锻件对尺寸的要求不休增大，，亟需对大规格TC17钛合金棒材组织进行深刻钻研,这将对于制备组织均匀的大型整体叶盘类锻件至关重要。

王凯旋等[8]选取β单相区开坯+两相区多火次铸造得到大规格TC17钛合金棒材，，利用光学显微镜分析了棒材分歧部位的显微组织，，未发现不陆续的晶界α相、长条α相、大块团圆α相称异常组织,从边缘到中心地位的β晶粒巨细一致，，无异常大晶 粒出现，，均匀性优良。对于TC17、TC19等后续进行β铸造的钛合金，，必要获取半制品棒材显微组织中的原始β晶粒描摹，，以确定显微组织均匀机能否满足需要。目前，，普遍通过度析初生等轴α相描摹和含量等特点来判断锻件的组织均匀性。但在现实棒材评估中发现，，在光学显微镜和扫描电子显微镜下分歧部位初生α相称轴化优良，，含量无显著差距,未见较长的断续晶界α相，，且难以观察出原始β晶界的痕迹，，因而无法判定原始β晶的粒均匀水平。电子背散射衍射(electron backscatter diffraction,EBSD)技术是资料学钻研的重要表征伎俩之一，，在钻研资料晶体学取向、织构、相变及其位向关系等方面有着怪异的优势。本钻研选取EBSD技术分析大规格TC17钛合金棒材分歧部位等轴α相和β基体相的取向散布，，表征原始β晶粒并分析其组织均匀性，，以期为大规格TC17钛合金棒材铸造工艺优化和有关检验步骤改进提供借鉴。

1、尝试

尝试所用TC17钛合金铸锭经3次真空自耗熔炼而成，，铸锭直径为750mm,化学成分(质量分数,w/%)为 A15. 23 , Sn2. 07, Zr2. 01, Mo4. 10, Cr3.90, Fe0.05 , O 0. 10,Ti余量。铸锭经β单相区和α+β两相区多火次铸造得到φ500mm棒材，，选取金相法测得其(α+β)/β相转变温度为900 °C。从棒材上切割30mm厚试片，，进行双重固溶退火(840℃ 1h/AC +800 °C/4 h/WC)和时效(630 ℃/8h/AC)处置。从热处置后试片纵剖面的心部和边缘各取15mm X 10 mm的方形金相试样和EBSD试样，，而后进行研磨和机械抛光处置。金相试样用Kroll侵蚀液(5%HF + 10%HNO₃ +85%H₂O)侵蚀后，，选取 LeicaDMI 3000M型卧式金相显微镜进行组织观察。EBSD试样经过电解抛光(电解抛光液配比为：：5vol%高氯酸、35vol%正丁醇和60vol%甲醇)后，，选取建设Hikar'i XP探头的JSM 7900F扫描电子显微镜进行EBSD观察和分析，，测试扫描步长为0.5μm。利用OIM软件对EBSD数据进行处置。

2、了局与分析

2.1显微组织分析

图1为锻态和热处置态TC17钛合金棒材分歧部位的金相照片。由图1可知，，热处置前后TC17钛合金棒材边部和心部的显微组织无显著差距，，均为藐小均匀的双态组织。其中，，热处置态组织由等轴初生α相和含针状α相的转变β相组成(图1c)。在α+β两相区有较为充分的变形，，由α片层集束球化形成的初生α相称轴化优良，，未见朝某一方向拉长,方向性弱；；未见较长的断续晶界α相和团圆的大块α相，，难以分辨原始β晶界。边部和心部的等轴初生α相比例无显著差距，，均为30%左右，，但由于自由锻后冷却速度的差距，，心部等轴初生α相均匀晶粒尺寸约为5.4μm,大于边部的4. 2μm然而，，仅仅是等轴初生α相尺寸的差距并不及以导致棒材后续加热到β单相区出现部门晶粒粗壮的景象，，必要对组织进行取向分析。

2.2 α相和β相取向分析

TC17钛合金棒材经α+β两相区屡次热变形后，，β相在取向、部门织构和晶界演变上会产生显著的变动，，相比于变形前晶体取向杂乱且出现好多小角度和大角度晶界[9,10]。当TC17钛合金加热到相变点以上后，，无论是否产生变形，，原始β晶粒内部的β相均维持统一取向[11,12]，，因而本钻研将TC17钛合金棒材组织中β相取向根基一样的“宏区”认定为一个原始β晶粒。别的，，本钻研热处置制度为两相区双重固溶和时效，，不会对β相取向产生影响，，因而仅对热处置态的组织进行取向分析。

图2为TC17钛合金棒材边部和心部的β相取向散布图。图3为TC17钛合金棒材边部和心部的β相反极图。由图2a可知，，棒材边部经过充分的大变形后，，整个扫描区域内β相取向杂乱，，相邻β晶粒之间的取向差较大，，大部门原始β晶粒（图2中玄色概括）被显著破碎至200μm以下，，存在＜111 ＞与棒材拔长方向平行的弱丝织构，，织构强度仅约为1. 5（图3a） 。由图2b可知，，棒材心部组织中原始β晶粒尺寸较大，，大部门可达200 ~400μm, β相的取向散布趋于均匀，，也存在＜111 ＞与棒材拔长方向平行的弱丝织构，，但强度增长到2. 5（图3b） 。因而，，对于大规格TC17钛合金棒材，，即便其组织在光学显微镜下较为均匀，，依然可能存在粗壮原始β晶粒，，有必要对其进行β晶粒度查抄。由于TC17钛合金易产生β斑，，Liitjering等[13]建议铸锭直径不宜超过750 mm,且必要在铸锭熔炼后增长长功夫的β单相区均匀化热处置以改善合金元素偏析[6]。铸锭的原始β晶粒粗壮，，加上TC17钛合金两相区变形抗力较大，，在铸造大规格棒材时，，心部和边部存在较大的变形量差距，，边部集中了较大的变形量，，导致形成扭折状的α相并通过增长位错密度推进β相的陆续动态再结晶，，等轴α相的尺寸影响了β相取向的演变，，当藐小弥散的等轴α相嵌入β基体中，，其可作为钉扎的“第二相粒子”，，通过晶界滑动推进β相的再结晶，，甚至在较高的应变速度下，，通过动态回复再结晶形成更多更藐小的再结晶β晶粒[9]。而心部组织由于变形量较。，加上晶粒之间的协调变形，，小部门取向的晶粒变形难度大，，热变形过程中产生的位错和亚晶界等较少，，后续加热使大部门变形晶粒产生回复，，因而β相再结晶比例。，仍旧维持了粗壮的晶粒。固然心部的变形量较。，但足以将粗壮的晶界α相断开，，导致未见较长的断续晶界α相和团圆的大块α相，，以至于在金相显微镜下难以发现原始β晶界的痕迹。

图4为TC17钛合金棒材边部和心部的α相取向散布图。由图4a、4b可知，，边部和心部组织中等轴初生α相的取向散布杂乱，，宏观区域内均未出现某单一取向的等轴α相荟萃，，与β基体的取向无显著联系，，适当的变形量推进α片层球化为取向杂乱的等轴α相。由图4c可知，，针状α相的取向相对杂乱，，针状α相为锻后冷却和时效过程中析出的次生α相，，能够以为在锻后冷却和时效热处置过程中，，β相的转变过程中产生了α相的变体选择[14]。单个孤立的等轴初生α相内部存在亚晶界且取向差较小(图4c),为小角度晶界。因而，，增大心部变形量可能在等轴α相内部形成大角度晶界甚至达到细化晶粒的成效，，有机遇改善因冷却速度导致的等轴α相尺寸差距。

3、结论

(1) 大规格TC17钛合金棒材边部和心部组织中初生α相称轴化优良，，取向散布均匀，，宏观区域内均未出现单一取向的等轴α相荟萃。

(2) 边部等轴α相晶粒尺寸显著小于心部，，锻后冷却速度是影响等轴α相晶粒尺寸的重要成分,边部等轴α相内部存在亚晶界组织，，多为小角度晶界。

(3) 边部和心部区域在光学显微镜下原始β晶界不显著；；通过EBSD分析可贴心部组织原始β晶粒破碎水平不及，，晶粒尺寸较大。对于大规格TC17钛合金棒材，，有必要增长β晶粒度检査以躲避后续出现粗壮原始β晶粒的风险。

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