凭据α相状态,钛合金显微组织大体可分为以下3类:等轴组织、双态组织和片层组织[1~6]！。等轴组织拥有优良的强度塑性匹配,但蠕变机能、韧性和委顿裂纹扩大抗力较差;片层组织拥有优良的蠕变机能、韧性及委顿裂纹扩大抗力,但低周委顿机能及塑性较差;介于2者之间的双态组织可获得拉伸、断裂、委顿、蠕变机能的优良匹配,因而无数高温钛合金均选取双态组织[2]！。

由于α+β两相及近α钛合金拥有优异的高温力学机能,使其成为航空航天热端部件的重要结构资料[7~10]！。Ti60合金是一种可在600℃持久使用的近α钛合金[11~13]！。该合金经α+β两相区变形后,通过高于终锻温度的热处置,能够获得均匀的双态组织,实现委顿与蠕变机能的优良匹配！。热处置是节制近α钛合金组织和机能的重要伎俩！。凭据α和β相在相变过程中的βurgers取向关系[2],即{110}β//{0001}α,<111>β//<112ˉ0>α,α相在α→β相转变过程中将天生6种分歧取向的β晶粒,并且统一原始β晶粒在冷却过程中能够形成12种分歧取向的次生α变体[14]！。若是在α→β→α相热循环过程中,每种变体均等效析出,则热处置后组织的织构密度应远低于热处置前组织[15]！。但在α→β相转变时,β晶粒优先在残留β相处形核,使新天生的原始β晶
？捎胫芪Е料嗖磺泻螧urgers取向关系,并且在β→α相转变过程中,α相变体的选择还会受相邻原始β晶
：拖嗔诔跎料嗑迦∠虻挠跋靃15~20]！。上述成分导致热处置对钛合金织构的影响较复杂！。所以,钛合金热加工态组织中存在的织构不仅对锻态组织力学机能产生显著影响,并且会影响合金的热处置效应！。

国内外钻研者[1~4]对热处置温度对钛合金显微组织及其力学机能的影响进行了大量钻研！。然而,随着对钛合金使用机能要求的提高,新资料、新技术、新工艺的宽泛选取,资料利用过程中新问题的不休涌现以及钻研技术伎俩的进取,钛合金显微组织与力学机能关系依然是当前钛合金钻研领域的热点[11,12]！。尤其是随着电子背散射衍射(EBSD)技术的发展美满,为钛合金显微组织与力学机能关系的深刻钻研开启了新的窗口！。

钛合金中存在的织构或微织构对机能有显著影响[21,22]！。较强的织构在板材中更为常见,而在锻件和棒材中织构一向未受到人们的器重,因而从前很长功夫内钛合金织构钻研的对象多为板材！。上世纪80年代随着保载委顿(dwellfαtigue)概念的出现,钛合金锻件和棒材中存在的微织构(部门由一样或相近取向晶粒组成的“宏区”)才逐步引起人们的器重,目前已成为国内外钻研热点[22~25,26]！。

本工作以2种分歧规格Ti60精锻棒材为钻研对象,钻研热处置温度对分歧规格的Ti60钛合金棒材显微组织和织构的影响,揭示近α型钛合金中的织构对力学机能的影响法规,以期为高温钛合金机能优化提供参考！。

1、尝试步骤

尝试用Ti60钛合金选取三次真空自耗熔炼,铸锭规格为直径220mm,化学成分(质量分数,%)为: a15.6,Sn3.7,Zr3.2,Mo0.5,Ta1.0,Si0.37,Nb0.4,C0.05,Ti余量！。选取金相法测得的β相变温度为1040℃！。铸锭经β单相区开坯铸造至直径140mm,而后将棒材一分为二,在1000℃别离经2和3火次铸造成直径为45和30mm的棒材,别离定名为D45和D30！。

取长度为70mm的棒材进行固溶和时效热处置,固溶温度别离为950,1000和1050℃,保温2h后空冷到室温,时效制度为700℃保温8h后空冷！。选取axiovert200MaT金相显微镜(OM)观察显微组织,金相试样侵蚀剂为HF∶HNO3∶H2O=1∶1∶48的溶液(体积比)！。利用D8DiscoverX射线衍射(XRD)仪检测α相在{0002},{101ˉ0}和{101ˉ1}晶面的不齐全极图！。为钻研热处置前后晶粒的取向变动,对锻态和两相区热处置样品进行EBSD观察分析！。EBSD样品经机械和电解抛光,电解抛光液为配比为6%高氯酸,35%正丁醇和59%甲醇(体积分数)！。抛光后的试样选取附带HKL-Channel5软件和EBSD探头的S-3400N扫描电子显微镜(SEM)进行晶粒晶体学取向数据的采集和处置！。在热处置棒材上加工标距段直径为3mm,长15mm的拉伸试样！。拉伸尝试在ZwickZ050电子拉伸试验机上进行,拉伸速度为1mm/s,断后延长率由引伸计测得！。

2、了局与会商

2.1显微组织

图1为2种规格Ti60棒材D30和D45的锻态显微组织！。由图1α可见,D45棒材纵剖面显微组织重要由等轴α相、拉长的带状α和β相转变组织组成;横截面组织由等轴α相、短棒状α相和少量β相转变组织组成(图1b)！。D30棒材纵剖面由沿轴向拉长的初生α相和变形α板条组成(图1c);横截面重要由等轴α相和变形α板条组成(图1d)！。

图1 Ti60精锻棒材D45和D30的锻态显微组织

Fig.1 Microstructures of as-forged D45 (a, b) and D30 (c, d) Ti60 precision bars in longitudinal (a, c) and cross (b, d) sec-tions (D45 and D30 are referring to the Ti60 bars with diameters 45 and 30 mm, respectively)

棒材经分歧温度热处置后纵剖面的显微组织如图2所示！。经950℃热处置后,D45和D30棒材中的α相均出现了分歧水平的等轴化景象,D30棒材α相称轴化更显著！。1000和1050℃热处置后2种Ti60棒材的显微组织差距不大,1000℃热处置后,得到初生α相约占30%的双态组织,1050℃固溶处置得到原始β晶粒尺寸约为500μm的片层组织！。

图2 分歧热处置前提下Ti60棒材的显微组织

Fig.2 Microstructures of D45 (a, c, e) and D30 (b, d, f) Ti60 bars in longitudinal section after heat treatment at 950 ℃ (a,b), 1000 ℃ (c, d) and 1050 ℃ (e, f)

2.2织构及其随热处置制度的演变

2种Ti60棒材锻态在3种热处置前提下的织构如图3所示！。由图3α可见,D45棒材锻态组织中存在的织构重要为棒材轴向与α相的<0001>或<101ˉ0>方向平行的丝织构;随热处置温度升高,950和1000℃热处置前提下,棒材轴向与<101ˉ0>方向平行的织构密度略有降低,但棒材轴向与晶体c轴平行的织构密度逐步升高;1050℃热处置后,<0001>丝织构进一步加强并出现<202ˉ3>方向的转变织构,最大织构密度别离为8！。4和6！。5！。D30棒材锻态组织中存在棒材轴向与<101ˉ0>方向平行的强丝织构,950℃热处置后,<101 ˉ0>丝织构减弱,出现棒材轴向与晶体c轴平行的丝织构;1000℃热处置,上述2种织构密度比950℃热处置后的有所加强,但<101ˉ0>丝织构与锻态组织相比有所减弱;1050℃热处置形成<0001>强丝织构！。

图3 锻态和热处置态Ti60棒材的轴向反极图

Fig.3 Inverse pole figures in axial direction (AD) of D45 (a, c, e, g) and D30 (b, d, f, h) Ti60 bars at as-forged state (a, b)and after heat treatment at 950 ℃ (c, d), 1000 ℃ (e, f) and 1050 ℃ (g, h)

对Ti60棒材锻态及两相区热处置组织进行EB-SD分析,了局如图4~7所示！。由图可见,沿棒材轴向,D45棒材出现出棒材轴向与α相的<0001>和<101ˉ0>方向平行的织构(图4α);而D30棒材出现出棒材轴向与α相的<101ˉ0>方向平行的强织构(图4b),部门等轴α相的c轴与棒材轴向平行,但数量较少,这与图3α和b的了局相近！。由棒材径向的晶体取向散布图(图4c和d)可知,分歧区域的晶体取向散布差距较大,存在较强的微织构！。950℃热处置后D45棒材的显微组织与织构均未产生显著变动(图5),而D30棒材经950℃热处置后,晶粒有比力显著的长大,微织构减弱,晶体取向散布趋于均匀;经1000℃热处置后,2种棒材的组织差距减小,微织构显著减弱(图6)！。由图7可知,选取EBSD得到的1000℃热处置棒材的织构类型及密度与XRD了局根基一致！。利用Chαnnel5软件对初生α相(αp)和次生α相(αs)的织构别离进行了分析,了局如图7c~f所示！。2种规格的Ti60棒材中,初生α相与次生α相拥有一样的织构类型,初生α相的织构强度低于次生α相,重要为<0001>方向的织构！。D30棒材中初生α相和次生α相的c轴与棒材直径方向平行的织构密度均高于D45棒材,并且D30棒材中初生α相和次生α相还存在<101ˉ0>方向与棒材轴向平行的织构！。

图4 Ti60棒材原始组织的EBSD晶体取向散布图

Fig.4 Orientation image maps in axial (a, b) and radial (c, d) directions (RD) of D45 (a, c) and D30 (b, d) Ti60 bars at as-forged state (Insets in Figs.4a and c indicate the map color codes)

图5 Ti60棒材950 ℃固溶处置后的EBSD晶体取向散布图

Fig.5 Orientation image maps in axial direction of D45 (a) and D30 (b) Ti60 bars after heat treatment at 950 ℃ (Inset in Fig.5a indicates the map color code)

图6 Ti60棒材1000 ℃固溶处置后的EBSD晶体取向散布图

Fig.6 Orientation image maps in axial direction (a, d), orientation of primary a (b, e) and secondary a (c, f) components of D45 (a~c) and D30 (d~f) Ti60 bars after heat treatment at 1000 ℃ (Inset in Fig.6a indicates the map color code)

图7 Ti60棒材经1000 ℃固溶处置后的EBSD反极图

Fig.7 Inverse pole figures in axial direction (a, b), orientation of primary a (c, d) and secondary a (e, f) components of D45 (a, c, e) and D30 (b, d, f) Ti60 bars after heat treatment at 1000 ℃

α+β两相及近α钛合金在α+β两相区变形过程中,统一集束内的次生α相拥有相近的变形行为,从而在变形欠充分的大截面棒材内产生较强的微织构[17,23]！。持续变形过程中,统一区域拥有相近取向的晶粒仍维持相近的变形行为[17],使得小规格棒材中也同样存在较强的微织构！。高温热处置及随后的冷却过程中,α相的再结晶及β→α相变可产生新的晶 体取向,使微织构减弱！。在精锻过程中资料接受两向压应力和单向拉应力的应力状态,α-Ti在变形过程中重要开动柱面,基面和锥面滑移系[21],随着变形量的增长,晶粒的<101 ˉ0>方向逐步趋于棒材轴向,形成沿轴向的<101ˉ0>丝织构！。在热处置过程中,随着热处置温度的升高,合金将产生α→β相变,β相优先在残留β相处形核、长大,此过程中β相的晶体取向不产生扭转;冷却过程中天生的次生α相与原始β晶粒之间存在burgers取向关系！。次生α相存在c轴与棒材轴向平行的织构意味着合金中的高温β相存在<110>方向平行于棒材轴向的丝织构！。室温下,近α钛合金中的残留β相含量较少(体积分数为5%~7%),利用EBSD和XRD很难直接检测出合金中残留β相的晶体取向,也不能直接检测 资料在高温变形过程中β相的取向演变过程！。Peck和Thomas[27]及张振波[28]对Fe,Nb,W和b钛合金Ti2448等bcc金属的钻研发现,在旋锻或挤压过程中棒材均形成<110>与棒材轴向平行的丝织构,并且随着变形量的增长,织构密度逐步增大！。棒材的精锻过程与旋锻和挤压时所受的应力状态类似,因而可以为近α钛合金在α+β两相区精锻过程中β相也产生同样的织构类型,这与合金经高温热处置后产生的次生α相的晶体取向相吻合！。

2.3热处置温度对室温拉伸机能的影响

图8为2种规格Ti60钛合金棒材经分歧温度热处置后的室温拉伸机能！。由图8α可见,热处置温度对D45棒材的屈服和抗拉强度的影响不大,经1000℃固溶后棒材的强度略高,屈服和抗拉强度别离为1009和1105MPa;塑性随热处置温度的升高略有降低,1050℃热处置后塑性显著降落,均匀延长率仅为6.1%！。而D30棒材的强度随热处置温度的升高显著升高,塑性降低也比力显著,1050℃热处置后均匀延长率仅为3.3%,但屈服和抗拉强度别离升高至1086和1144MPα！。在1000℃固溶时,2种规格Ti60棒材的室温拉伸强度和塑性可得到优良的匹配！。

图8 分歧热处置后Ti60棒材的室温拉伸机能

Fig.8 Room temperature tensile properties of D45 (a) and D30 (b) Ti60 bars after different heat treatments

多晶资料的宏观力学机能与资料晶粒的晶体取向散布有着亲昵的关系,出格是对于密排六方结构的α-Ti合金,织构对机能的影响更大！。当棒材中存在<0001>丝织构时,必要启动六方晶体的锥面<α+c>滑移系,所需的临界剪切应力较大,导致合金的强度较高;当棒材存在<101ˉ0>丝织构时,晶体的柱面<α>滑移系开动,必要的临界剪切应力较小,合金的强度较低,但塑性较好！。D45棒材在β相变点以下950和1000℃固溶处置,初生α相含量随热处置温度的升高逐步降低,<0001>丝织构密度略有增长,使棒材的强度略有升高而塑性略有降低！。1050℃热处置后,固然棒材的<0001>丝织构持续加强,但此时合金中的原始β晶粒较粗壮,使强度和塑性同时降低！。D30棒材的室温拉伸机能受热处置温度的影响较大,经950℃热处置后得到等轴组织,存在<101ˉ0>方向的丝织构,导致合金强度偏低,其屈服和抗拉强度仅为948和1009MPa,但延长率最高,可达16.5%！。1000℃热处置后,<0001>丝织构加强,合金的强度显著增长,塑性降低！。经1050℃热处置后,棒材形成很强的<0001>丝织构,只管原始β晶粒粗壮,但棒材的强度仍持续显著升高,屈服和抗拉强度别离可达1086和1144MPa,但延长率仅为3.3%！。综上所述,Ti60棒材合金的拉伸机能受组织类型与织构的双重影响,但受织构影响更大！。

3、结论

(1)Ti60合金直径为45mm的D45精锻棒材锻态组织中重要存在<0001>和<101ˉ0>方向的丝织构;直径为30mm的D30精锻棒材锻态组织中的重要织构类型为<101ˉ0>方向的丝织构！。

(2)随着热处置温度的升高,棒材β转变组织中<0001>方向的丝织构的强度逐步加强,<101ˉ0>方向的丝织构逐步减弱甚至隐没,这一变动趋向在直径为30mm精锻棒材中更显著！。

(3)Ti60精锻棒材的室温拉伸机能受合金组织类型和织构的双重影响,但受织构影响更大;选择相宜的固溶处置温度,获得α相c轴与棒材轴向平行的双态组织,可使合金强度和塑性的匹配优化！。

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