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钛合金已用于造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沉成效[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造，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表表长大。

综上所述，钛合金铸造过程中产生的细晶亮带缺点，对服役机能存在沉要影响。但是，目前关于亮带缺点的钻研较少，其形成机造尚不明确。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幼的片状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，藐幼的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幼均匀，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。此表，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分析区域尺寸较幼，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幼晶粒，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造，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表差距，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沉要原因。此表，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]，进一步加剧锻坯内表的组织差距。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沉要原因。

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(重要是幼角晶界，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，存在大量幼角晶界和局域应变。此时，β相的变形机造以动态回复为主，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，晶粒内部幼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幼角晶界网络沉叠，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。另表，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造在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立方晶粒尺寸的减幼。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>晶粒归并成1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，存在肯定量的幼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幼的泰勒因子，在正向压缩变形过程中，β立方晶
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沉要原因。

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>晶粒归并形成的。

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幼细晶亮带缺点尺寸。

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

[1]Huang Xu(黄旭),Zhu Zhishou(朱知寿),Wang Honghong(王红红). Advanced Aeronautical Titanium Alloys and Applications(先进航空钛合金资料与利用)[M].Beijing:National Defense Industry Press,2012

[2] Li Yi(李毅),Zhao Yongqing(赵永庆),Zeng Weidong(曾卫东).Materials Review(资料导报)[J],2020,34(S1):280

[3] Sun Yankun(孙艳坤),Zhang Wei(张威). Hot Working Technology(热加工工艺)[J],2018,47(20):22

[4] Yan Mengqi(颜孟奇),Zhang Yeqin(张业勤),Li Kai(李凯)et al.Chinese Journal of Rare Metals(罕见金属)[J],2016,40(6):534

[5] Chen W, Zeng W D, Zhao Y Q et al. Materials Science and Engineering A[J],2021,807:140825

[6] Gu Bin(谷宾), Xiong Zhihao(熊智豪),Yang Ping(杨平)et al.Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J],2024,53(9):2420

[7]Yan Mengqi(颜孟奇), Wu Zehao(吴泽浩), Tong Jianbo(佟健博)et al. Acta Metallurgica Sinica(金属学报)[J],2025,61(10):1555

[8] Xu Hao(徐浩),Sun Qianjiang(孙前江),Wen Chao(文超)et al.Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J],2024,53(1):178

[9] Yang J, Huang S, Wang Q et al. Journal of Materials Research and Technology[J], 2023, 27: 5840

[10] Wang Shaoyang(王少阳), Wang Wensheng(王文盛), Wu Qunlan(伍群兰)et al.Hot Working Technology(热加工工艺)[J],2019,48(13):177

[11] Xu J W, Ji X, Zeng W D et al. Materials Letters[J], 2024, 369:136746

[12] Li Zhishang, Xiong Zhihao, Yang Ping et al. Rare Metal Materials and Engineering[J],2022,51(7):2446

[13] Gupta A, Khatirkar R, Singh J. Journal of Alloys and Compounds[J],2022,899:163242

[14] Wang Q, Sha A, Li X et al. Materials Science Forum[J], 2013,747:878

[15] Lin Y C, Pang G D, Jiang Y Q et al. Vacuum[J], 2019, 169:108878

[16] Liu X H, Wang T, Ren X L et al. Metals[J], 2024, 14(7): 792

[17] Liu Xianghong(刘向宏),Zhao Ning(赵宁),Wang Tao(王涛)et al.Rare Metal Materials and Engineering(罕见金属资料与工程)[J],2024,53(11):3101

[18] Najafkhani F, Kheiri S, Pourbahari B et al. Archives of Civil and Mechanical Engineering[J],2021,21:1

[19] Huang S, Ma Y, Zhang S et al. Metallurgical and Materials Transactions A[J],2018,49:6390

[20] Kusama T, Omori T, SaitoT et al. Nature Communications[J],2017,8(1):354

[21] Courtney T H. Mechanical Behavior of Materials[M]. Long Grove: Waveland Press,2005

（注，原文标题：TC18钛合金铸造过程细晶亮带缺点的形成机造_刘向宏）