近α型高溫鈦合金是制造航空發動機的重要結構材料，在其設計使用溫度下具有超過高溫合金和鋼的比強度，適合用來制造高溫服役條件下的各類靜子件和轉子件。IMI834合金[國內牌號為Ti150]是IMI公司和羅羅公司聯合研制的一種600℃高溫鈦合金，已在Trent700、EJ200、PW350等發動機上成功應用。從20世紀80年代至今，眾多研究

人員對 Ti150合金的合金元素作用機制、組織演變[7-10[、晶體取向分布[11-13[、力學性能及變形行為特征[14-16]等進行了較為全面和深入的研究。

為獲得滿足設計要求的力學性能，需通過熱加工和熱處理來調控鍛件的宏、微觀組織和晶體取向分布。雙態組織Ti150合金的強塑性及高溫蠕變持久性能具有良好匹配。Singh等[17]對初生α相含量與拉伸變形行為的相關性進行了分析，發現隨著固溶溫度的降低，初生α相體積分數和尺寸均增加，β轉變組織的尺寸和α板條厚度均減小，加工硬化率

持續增加，但強度先增加后降低，因此需選擇合適的固溶溫度以獲得適當比例的初生α相。α-Ti為密排六方結構[hcp]，不同方向上的變形能力存在明顯差異，因此織構對近a型高溫鈦合金的力學性能有著顯著影響。Torster等研究了織構類型對 Ti150合金高溫拉伸性能的影響，發現當α相的[0002]晶面形成與加載方向垂直的集中取向時，拉伸強度和疲勞強度均較高。隨著電子背散射衍射[EBSD]等檢測技術的發展，局部晶體取向分布均勻性對鈦合金力學性能的影響得到越來越多的關注。Gey等對IMI834合金鍛件不同區域的晶體取向分布進行了分析，發現鍛件不同位置的織構和微織構均存在較為明顯的差異;分析不同區域的變形過程，發現較大的壓縮變形量可弱化織構和微織構。由于大規格鈦合金鍛件中不同位置的變形量差異較大，因此必然存在不同程度的微織構問題。隨著研究的深入和鍛造工藝水平的提高，高溫鈦合金鍛件組織均勻性逐步改善，研究重點向精細的晶體取向控制方面發展，尤其是隨著保載疲勞性能研究的深入[19-21]，高溫鈦合金鍛件中的微織構受到越來越多的重視。這些研究集中于微織構的表征、形成機理及其對疲勞失效行為的影響，針對微織構與宏微觀組織的關聯性及其對拉伸性能影響的研究較少。

以Ti150合金鍛件為實驗對象，對鍛件典型區域的宏微觀組織、晶體取向分布、室溫和600℃拉伸性能進行對比研究，揭示微織構與宏微觀組織、拉伸性能之間的關系，以期為進一步優化鍛造工藝、實現組織性能的精準控制提供依據。

1、實驗

實驗材料為經3次真空自耗電弧熔煉的Ti150合金鑄錠，名義成分為Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.5Mo-0.7Nb-0.35Si-0.06C[質量分數，w/%]。Ti150合金鑄錠經單相區開坯、兩相區多火次鍛造后，制成Φ230mm棒材。棒材經兩相區改鍛、制坯，最終得到形狀及尺寸如圖1所示的鍛件。鍛件在1030℃保溫2h后油冷，然后在700℃保溫2h后空冷，獲得雙態組織。

對鍛件縱剖面進行宏微觀組織及晶體取向分析。首先對鍛件縱剖面進行低倍組織觀察，然后選邊緣、弧面和心部3個位置進行金相組織觀察和晶體取向分析。低倍組織試樣采用HF、HNO₃、H₂O混合溶液[體積比1:2:50]進行腐蝕。金相試樣表面經2000#砂紙精磨、SiO₂乳濁液拋光處理后，采用HF、HNO₃、H₂O混合溶液[體積比1:2:80]進行浸蝕。在金相試樣基礎上反復進行“腐蝕-拋光”，以消除表面應力層。采用掃描電子顯微鏡[SEM]附帶的電子背散射衍射儀[EBSD]探頭逐點采集試樣的晶體取向信息，利用 Channel 5軟件進行數據處理。

在鍛件邊緣、弧面和心部 3個位置沿弦向[TD]切取拉伸試樣，測試室溫和 600℃拉伸性能。拉伸試樣平行段直徑為 5 mm,標距長度為 30 mm,拉伸過程中屈服前變形速率為0.005 min^-1，屈服后變形速率為0.05 min^-1。

2、結果與討論

2.1低高倍組織

Ti150合金鍛件縱剖面低倍組織為典型的模糊晶組織，如圖2所示。鍛件縱剖面中部區域有較為明顯的“S”形鍛造流線，靠近鍛件外緣輪廓區域的流線特征不明顯。

對圖1所示鍛件邊緣、弧面和心部3個典型位置的金相組織進行觀察，結果見圖3。從圖3可以看出，鍛件邊緣、弧面和心部均為雙態組織，等軸狀初生α相均勻分布于β轉變組織基體上，體積分數均在15%左右。采用割線法測得3個位置的原始β晶粒尺寸為 80~95μm。

從圖3還可以看出，邊緣和弧面處β轉變組織中的α板條呈編織排列，心部 β轉變組織中α板條呈集束狀，貫穿整個晶粒;3個位置次生α板條厚度沒有明顯差異。

2.2晶體取向

Ti150合金鍛件3個典型位置的EBSD分析結果見圖4。由圖4a、4b可見，鍛件邊緣和弧面位置的晶粒取向分布較為均勻，未見明顯的取向相近晶粒聚集。從圖4c可見，取向相近晶粒聚集而成的條帶[圖中黑色虛線所示區域]長度可達2mm左右，寬度約500μm。此類條帶即為“宏區”[Macro-zone]，表明組織中存在較強的微織構。

由反極圖[inverse pole figure,IPF]可見，不同

位置的織構強度相當，最大極密度約為2，但晶體集中取向存在差異，邊緣位置主要為[0001]平行于弦向的集中取向，弧面和心部位置的晶體存在多個集中取向，且心部位置的集中取向更多元化。對心部各個“宏區”的弦向反極圖進行分析，結果如圖5所示。從圖5可見，不同“宏區”的晶體取向存在明顯差異，A區為0110與弦向接近平行的集中取向，B區為[0001]。基本平行于弦向的集中取向，C區為[1210]。接近平行于弦向的集中取向。

2.3 拉伸性能

表1和表2分別是Ti150合金鍛件不同位置的室溫和高溫[600℃]拉伸性能。從表1可以看出，鍛件邊緣的室溫強度最高，弧面位置次之，心部最低，心部與邊緣的強度差可達80 MPa以上。600℃拉伸性能也表現出相近規律，但不同位置的強度差值較室溫明顯收窄。

表1 Ti150合金鍛件不同位置的室溫拉伸性能

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

表2 Ti150合金鍛件不同位置的600℃拉伸性能

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

2.4微織構對顯微組織的影響

β轉變組織是固溶熱處理后的β相在冷卻過程中發生β→α相變形成的，該相變屬于擴散型固態相變，經歷形核和長大過程。因此，β轉變組織中的板條形態受冷卻速率影響較大，在快速冷卻條件下，長大過程被抑制，容易形成方向不同的細α板條，

反之則容易形成較為粗大的α板條集束。本研究中，不同金相試樣的取樣位置與鍛件表面的距離相同，固溶處理后冷卻速率接近，因此α板條厚度未見明顯差異，但排列方式卻存在明顯差異，表明3個不同位置的原始β晶粒在β→α相變過程中發生了不同的變體選擇。

β→α相變生成的α相與β母相保持如下 Burgers取向關系:{110}β/{0001}，<111>β//<1120>。，因此，同一β相轉變形成的α相可能存在12種不同取向的變體。理想情況下，相變過程形成的α板條取向均勻隨機，而實際相變過程中，新生成的α板條取向會受到初生α相取向的影響,通常會形成與其相近的取向。此外，相鄰β相晶粒取向相近時，為使界面能量最低，晶粒中的次生α相傾向于形成相近取向，若原始β晶粒存在較強的微織構，則會遺傳至β轉變組織22,23。由此可見，圖4c中的“宏區”即微織構的形成是初生α相取向以及由此引起的次生α相變體擇優選擇的結果。結合擴散型相變的特點，變體選擇導致其他變體的析出被抑制，取向單一的次生α相形核、長大，最終形成貫穿整個原始β晶粒的a集束。邊緣和弧面位置的“宏區”尺寸明顯較小[圖4a、4b]，表明α相取向分布相對分散，與之對應的是β轉變組織內形成編織排列的次生α相;而心部“宏區”尺寸明顯較大[圖4c]，表明存在較強微織構，“宏區”內取向相近的α相相對集中，誘發β轉變組織內形成平行排列的集束狀次生α相。

2.5微織構對拉伸性能的影響

根據Hall-Petch關系，材料的屈服強度與位錯運動至界面發生塞積所經過的距離有關，一般認為該距離為晶粒直徑或多邊形化的線尺寸。如果存在晶粒取向相近的“宏區”，位錯在一個“宏區”中運動時受到的阻力有限，不足以形成較強的塞積，直至

運動到晶粒取向與該“宏區”取向差異較大的界面處才能形成較強的塞積，因此，單個“宏區”可被認為是一個變形單元，與單個晶粒等效。由于鍛件心部存在的“宏區”寬度可達500μm左右[圖4c]，明顯高于正常等軸α相的晶粒尺寸，因此可認為心部存在粗大晶粒，導致其拉伸性能明顯低于邊緣和弧面區域。

此外，當雙態組織由等軸初生α相與編織狀β轉變組織組成時，單個α板條可視為一個變形單元，位錯穿過一個α板條后在下一板條界面處即可形成較強的位錯塞積，導致屈服強度增大。較強的微織構導致α板條形成集束狀，當雙態組織由等軸初生α相與集束狀次生α相組成時，平行排列的α板條集束因其具有相同晶體取向可視為一個晶粒，因此α板條集束可被視為是一個變形單元，位錯運動至不同取向的α板條集束界面時才能形成較強塞積，導致強度偏低。

Ti150合金鍛件不同位置的高溫拉伸強度差異低于室溫拉伸強度差異，主要是由于隨著拉伸溫度的不同取向的α板條集束界面時才能形成較強塞積，導致強度偏低。a滑移、柱面a滑移和錐面a+c滑移是最容易開動的3個滑移系，室溫下，基面a滑移和柱面a滑移的CRSS顯著低于錐面a+c滑移，相差幅度可達數倍，開動的滑移系較少，微織構強的區域變形不協調，與微織構弱的區域強度差異較大;而在高溫下，3個滑移系的CRSS接近，啟動的滑移系數目增加，微織構影響減弱。因此，Ti150合金鍛件不同位置拉伸強度的差異可以通過微織構差異得到合理解釋。

3、結論

[1] Ti150合金鍛件為雙態組織，邊緣和弧面位置的β轉變組織由編織狀排列的α板條組成，而心部位置的β轉變組織由α板條集束組成。

[2] Ti150合金鍛件邊緣和弧面位置的微織構較弱，靠近心部位置的微織構較強，表現為由相近晶體取向晶粒聚集而成的條帶狀“宏區”。

[3] Ti150合金鍛件中微織構的強弱對 β →  α相變過程中α相的變體選擇有明顯影響。微織構強的區域易形成α板條平行排列的集束狀β轉變組織，微織構弱的區域易形成α板條編織排列的β轉變組織。

[4] Ti150鍛件心部存在的“宏區”[即微織構]和 β轉變組織中的集束狀次生α相均相當于粗大晶粒，使位錯運動距離增大，導致鍛件心部位區域的強度明顯低于邊緣和弧面區域。

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（注，原文標題：微織構對Ti150合金鍛件拉伸性能的影響）