近α型高温钛合金是制作航空发起机的重要结构资料，在其设计使用温度下拥有超过高温合金和钢的比强度，适合用来制作高温服役前提下的各类静子件和转子件。。IMI834合金[国内商标为Ti150]是IMI公司和罗罗公司结合研制的一种600℃高温钛合金，已在Trent700、EJ200、PW350等发起机上成功利用。。从20世纪80年代至今，众多钻研

人员对 Ti150合金的合金元素作用机制、组织演变[7-10[、晶体取向散布[11-13[、力学机能及变形行为特点[14-16]等进行了较为全面和深刻的钻研。。

为获得满足设计要求的力学机能，需通过热加工和热处置来调控锻件的宏、微观组织和晶体取向散布。。双态组织Ti150合金的强塑性及高温蠕变悠久机能拥有优良匹配。。Singh等[17]对初生α相含量与拉伸变形行为的有关性进行了分析，发现随着固溶温度的降低，初生α相体积分数和尺寸均增长，β转变组织的尺寸和α板条厚度均减小，加工硬化率

持续增长，但强度先增长后降低，因而需选择相宜的固溶温度以获得适当比例的初生α相。。α-Ti为密排六方结构[hcp]，分歧方向上的变形能力存在显著差距，因而织构对近a型高温钛合金的力学机能有着显著影响。。Torster等钻研了织构类型对 Ti150合金高温拉伸机能的影响，发现当α相的[0002]晶面形成与加载方向垂直的集中取向时，拉伸强度和委顿强度均较高。。随着电子背散射衍射[EBSD]等检测技术的发展，部门晶体取向散布均匀性对钛合金力学机能的影响得到越来越多的关注。。Gey等对IMI834合金锻件分歧区域的晶体取向散布进行了分析，发现锻件分歧地位的织构和微织构均存在较为显著的差距;分析分歧区域的变形过程，发现较大的压缩变形量可弱化织构和微织构。。由于大规格钛合金锻件中分歧地位的变形量差距较大，因而必然存在分歧水平的微织构问题。。随着钻研的深刻和铸造工艺水平的提高，高温钛合金锻件组织均匀性逐步改善，钻研重点向精密的晶体取向节制方面发展，尤其是随着保载委顿机能钻研的深刻[19-21]，高温钛合金锻件中的微织构受到越来越多的器重。。这些钻研集中于微织构的表征、形成机理及其对委顿失效行为的影响，针对微织构与宏微观组织的关联性及其对拉伸机能影响的钻研较少。。

以Ti150合金锻件为尝试对象，对锻件典型区域的宏微观组织、晶体取向散布、室和善600℃拉伸机能进行对比钻研，揭示微织构与宏微观组织、拉伸机能之间的关系，以期为进一步优化铸造工艺、实现组织机能的精准节制提供凭据。。

1、尝试

尝试资料为经3次真空自耗电弧熔炼的Ti150合金铸锭，名义成分为Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.5Mo-0.7Nb-0.35Si-0.06C[质量分数，w/%]。。Ti150合金铸锭经单相区开坯、两相区多火次铸造后，制成Φ230mm棒材。。棒材经两相区改锻、制坯，最终得到状态及尺寸如图1所示的锻件。。锻件在1030℃保温2h后油冷，而后在700℃保温2h后空冷，获得双态组织。。

对锻件纵剖面进行宏微观组织及晶体取向分析。。首先对锻件纵剖面进行低倍组织观察，而后选边缘、弧面和心部3个地位进行金相组织观察和晶体取向分析。。低倍组织试样选取HF、HNO₃、H₂O混合溶液[体积比1:2:50]进行侵蚀。。金相试样理论经2000#砂纸精磨、SiO₂乳浊液抛光处置后，选取HF、HNO₃、H₂O混合溶液[体积比1:2:80]进行浸蚀。。在金相试样基础上反复进行“侵蚀-抛光”，以解除理论应力层。。选取扫描电子显微镜[SEM]附带的电子背散射衍射仪[EBSD]探头逐点采集试样的晶体取向信息，利用 Channel 5软件进行数据处置。。

在锻件边缘、弧面和心部 3个地位沿弦向[TD]切取拉伸试样，测试室和善 600℃拉伸机能。。拉伸试样平行段直径为 5 mm,标距长度为 30 mm,拉伸过程中屈服前变形速度为0.005 min^-1，屈服后变形速度为0.05 min^-1。。

2、了局与会商

2.1低高倍组织

Ti150合金锻件纵剖面低倍组织为典型的：：：ё橹，如图2所示。。锻件纵剖面中部区域有较为显著的“S”形铸造流线，靠近锻件外缘概括区域的流线特点不显著。。

对图1所示锻件边缘、弧面和心部3个典型地位的金相组织进行观察，了局见图3。。从图3能够看出，锻件边缘、弧面和心部均为双态组织，等轴状初生α相均匀散布于β转变组织基体上，体积分数均在15%左右。。选取割线法测得3个地位的原始β晶粒尺寸为 80~95μm。。

从图3还能够看出，边缘和弧面处β转变组织中的α板条呈编织分列，心部 β转变组织中α板条呈集束状，贯通整个晶粒;3个地位次生α板条厚度没有显著差距。。

2.2晶体取向

Ti150合金锻件3个典型地位的EBSD分析了局见图4。。由图4a、4b可见，锻件边缘和弧面地位的晶粒取向散布较为均匀，未见显著的取向相近晶粒荟萃。。从图4c可见，取向相近晶粒荟萃而成的条带[图中玄色虚线所示区域]长度可达2mm左右，宽度约500μm。。此类条带即为“宏区”[Macro-zone]，批注组织中存在较强的微织构。。

由反极图[inverse pole figure,IPF]可见，分歧

地位的织构强度相当，最大极密度约为2，但晶体集中取向存在差距，边缘地位重要为[0001]平行于弦向的集中取向，弧面和心部地位的晶体存在多个集中取向，且心部地位的集中取向更多元化。。对心部各个“宏区”的弦向反极图进行分析，了局如图5所示。。从图5可见，分歧“宏区”的晶体取向存在显著差距，A区为0110与弦向靠近平行的集中取向，B区为[0001]。；８叫杏谙蚁虻募腥∠，C区为[1210]。。靠近平行于弦向的集中取向。。

2.3 拉伸机能

表1和表2别离是Ti150合金锻件分歧地位的室和善高温[600℃]拉伸机能。。从表1能够看出，锻件边缘的室温强度最高，弧面地位次之，心部最低，心部与边缘的强度差可达80 MPa以上。。600℃拉伸机能也阐发出相近法规，但分歧地位的强度差值较室温显著收窄。。

表1 Ti150合金锻件分歧地位的室温拉伸机能

Table 1 Room temperature tensile properties in different locations of Ti150 alloy forging

表2 Ti150合金锻件分歧地位的600℃拉伸机能

Table 2 Tensile properties at 600℃ in different locations of Ti150 alloy forging

2.4微织构对显微组织的影响

β转变组织是固溶热处置后的β相在冷却过程中产生β→α相变形成的，该相变属于扩散型固态相变，经历形核和长大过程。。因而，β转变组织中的板条状态受冷却速度影响较大，在急剧冷却前提下，长大过程被克制，容易形成方向分歧的细α板条，

反之则容易形成较为粗壮的α板条集束。。本钻研中，分歧金相试样的取样地位与锻件理论的距离一样，固溶处置后冷却速度靠近，因而α板条厚度未见显著差距，但分列方式却存在显著差距，批注3个分歧地位的原始β晶粒在β→α相变过程中产生了分歧的变体选择。。

β→α相变天生的α相与β母相维持如下 Burgers取向关系:{110}β/{0001}，<111>β//<1120>。。，因而，统一β相转变形成的α相可能存在12种分歧取向的变体。。梦想情况下，相变过程形成的α板条取向均匀随机，而现实相变过程中，新天生的α板条取向会受到初生α相取向的影响,通；；嵝纬捎肫湎嘟娜∠。。此外，相邻β相晶粒取向相近时，为使界面能量最低，晶粒中的次生α相偏差于形成相近取向，若原始β晶粒存在较强的微织构，则会遗传至β转变组织22,23。。由此可见，图4c中的“宏区”即微织构的形成是初生α相取向以及由此引起的次生α相变体择优选择的了局。。结合扩散型相变的特点，变体选择导致其他变体的析出被克制，取向单一的次生α相形核、长大，最终形成贯通整个原始β晶粒的a集束。。边缘和弧面地位的“宏区”尺寸显著较小[图4a、4b]，批注α相取向散布相对分散，与之对应的是β转变组织内形成编织分列的次生α相;而心部“宏区”尺寸显著较大[图4c]，批注存在较强微织构，“宏区”内取向相近的α相相对集中，诱发β转变组织内形成平行分列的集束状次生α相。。

2.5微织构对拉伸机能的影响

凭据Hall-Petch关系，资料的屈服强度与位错活动至界面产生塞积所经过的距离有关，通常以为该距离为晶粒直径或多边形化的线尺寸。。若是存在晶粒取向相近的“宏区”，位错在一个“宏区”中活动时受到的阻力有限，不及以形成较强的塞积，直至

活动到晶粒取向与该“宏区”取向差距较大的界面处能力形成较强的塞积，因而，单个“宏区”可被以为是一个变形单元，与单个晶粒等效。。由于锻件心部存在的“宏区”宽度可达500μm左右[图4c]，显著高于正常等轴α相的晶粒尺寸，因而可以为心部存在粗壮晶粒，导致其拉伸机能显著低于边缘和弧面区域。。

此外，当双态组织由等轴初生α相与编织状β转变组织组成时，单个α板条可视为一个变形单元，位错穿过一个α板条后鄙人一板条界面处即可形成较强的位错塞积，导致屈服强度增大。。较强的微织构导致α板条形成集束状，当双态组织由等轴初生α相与集束状次生α相组成时，平行分列的α板条集束因其拥有一样晶体取向可视为一个晶粒，因而α板条集束可被视为是一个变形单元，位错活动至分歧取向的α板条集束界面时能力形成较强塞积，导致强度偏低。。

Ti150合金锻件分歧地位的高温拉伸强度差距低于室温拉伸强度差距，重要是由于随着拉伸温度的分歧取向的α板条集束界面时能力形成较强塞积，导致强度偏低。。a滑移、柱面a滑移和锥面a+c滑移是最容易开动的3个滑移系，室温下，基面a滑移和柱面a滑移的CRSS显著低于锥面a+c滑移，相差幅度可达数倍，开动的滑移系较少，微织构强的区域变形不协调，与微织构弱的区域强度差距较大;而在高温下，3个滑移系的CRSS靠近，启动的滑移系数量增长，微织构影响减弱。。因而，Ti150合金锻件分歧地位拉伸强度的差距能够通过微织构差距得到合理诠释。。

3、结论

[1] Ti150合金锻件为双态组织，边缘和弧面地位的β转变组织由编织状分列的α板条组成，而心部地位的β转变组织由α板条集束组成。。

[2] Ti150合金锻件边缘和弧面地位的微织构较弱，靠近心部地位的微织构较强，阐发为由相近晶体取向晶粒荟萃而成的条带状“宏区”。。

[3] Ti150合金锻件中微织构的强弱对 β →  α相变过程中α相的变体选择有显著影响。。微织构强的区域易形成α板条平行分列的集束状β转变组织，微织构弱的区域易形成α板条编织分列的β转变组织。。

[4] Ti150锻件心部存在的“宏区”[即微织构]和 β转变组织中的集束状次生α相均相当于粗壮晶粒，使位错活动距离增大，导致锻件心部位区域的强度显著低于边缘和弧面区域。。

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（注，原文标题：：：微织构对Ti150合金锻件拉伸机能的影响）