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金属学报, 2025, 61(10): 1555-1566 DOI: 10.11900/0412.1961.2023.00500

研究论文

TC18钛合金大尺寸 β 晶粒制备及典型织构对力学性能的影响

颜孟奇,, 吴泽浩, 佟健博, 黄利军, 黄驿胜

中国航发北京航空材料研究院 北京 100095

Preparation of Large-Sized β Grains and Effect of Typical Textures on Mechanical Properties of TC18 Titanium Alloy

YAN Mengqi,, WU Zehao, TONG Jianbo, HUANG Lijun, HUANG Yisheng

AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China

通讯作者: 颜孟奇，yanmengqi123@163.com，主要从事钛合金的研究

责任编辑: 梁烨

收稿日期: 2023-12-29   修回日期: 2024-04-25  

Corresponding authors: YAN Mengqi, senior engineer, Tel:(010)62496769, E-mail:yanmengqi123@163.com

Received: 2023-12-29   Revised: 2024-04-25  

作者简介 About authors

颜孟奇，男，1985年生，高级工程师，博士

摘要

为了探索通过控制织构制备大尺寸β相晶粒的方法，并系统研究β相典型织构对钛合金室温拉伸和冲击性能的影响规律，本工作通过6火次α + β两相区锻造、1火次准β相区锻造以及高温退火制备了包含{100}取向β相晶粒(晶粒尺寸大于50 mm × 50 mm × 100 mm)的TC18钛合金试样，检测了典型方向的室温拉伸及冲击性能，并利用SEM及EBSD等技术研究了制备过程中的组织及织构演变规律。结果表明，仅改变β相的取向即可极大影响TC18钛合金的关键力学性能，大尺寸β相晶粒<111>方向的强度、弹性模量及冲击韧性最高，<100>方向最低，<110>方向介于2者之间且与无织构状态下接近。在锻造过程中，大尺寸{100}晶粒在坯料横截面心部形成，并随着锻造火次的增多逐渐向表面长大，其中晶粒长大是通过相近取向的晶粒发生亚晶界合并完成的。

关键词： TC18钛合金; β相; 织构; 制备; 性能

Abstract

Compared with α + β titanium alloys, near-β titanium alloys exhibit higher specific strength, better strength-toughness matching, superior hardenability, and greater hot and cold forming capabilities. They are widely used as main load-bearing components in advanced aviation vehicles. During the preparation of titanium alloys, the content, grain shape, and grain size of the primary α phase and secondary α phase are often controlled through thermal deformation and heat treatment, which affect the overall properties of titanium alloys. In recent years, research has revealed that the grain size and orientation within the original β phases also impact crucial properties of titanium alloys such as their strength, plasticity, and fracture toughness. This is because on the one hand, during the phase transformation of titanium alloys from β phase to α phase, the morphology, size, and orientation of the α phase are directly controlled by the β phase; on the other hand, the titanium alloy still contains residual β phase in the service state, which exerts a particularly considerable impact on near-β titanium alloys. To explore methods for preparing large β grains through the control of texture and to systematically investigate the effect of typical β phase textures on the room-temperature tensile and impact properties of titanium alloys, TC18 titanium alloy billet having {100} oriented β grain (exceeding 50 mm × 50 mm × 100 mm) was prepared using six-pass forging at α + β region, one-pass forging at quasi-β region, and high-temperature annealing. The tensile and impact toughness at 20 oC were measured in the <100>, <110>, and <111> directions of the large β grain, while SEM and EBSD were employed to study the microstructure and texture evolution during the preparation process. During forging at α + β region, the billet was compressed in length direction by 50% and was stretched to its original size at 30 oC below transformation temperature (Tβ ). During forging at quasi-β region, the billet was compressed in length direction by 30% at 15 oC above Tβ. The high temperature annealing involved holding the billet at 25 oC above Tβ for 12 h, followed by water quenching. The results showed that the key mechanical properties of TC18 titanium alloy were considerably affected by the change in the orientation of the β phase. For the large β grains of TC18 titanium alloy, the highest values for strength, elastic modulus, and impact toughness were observed in the <111> direction and then in the <110> direction, whereas the lowest values for these properties were observed in the <100> direction. The strength, elastic modulus, and impact toughness in the <110> direction were similar to those without the β phase texture. The samples having a strong <111> β phase texture showed a 14.8% higher in tensile strength, a 12.2% higher in yield strength, a 13.6% higher in impact toughness, and only a slight decrease in plasticity than samples without an obvious β phase texture. Large {100} grains formed at the center of the billets' cross section during forging, and they gradually grew toward the surface with increasing forging times; this phenomenon was facilitated by the subgrain boundary merging of grains having a similar orientation.

Keywords： TC18 titanium alloy; β phase; texture; preparation; property

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本文引用格式

颜孟奇, 吴泽浩, 佟健博, 黄利军, 黄驿胜. TC18钛合金大尺寸 β 晶粒制备及典型织构对力学性能的影响[J]. 金属学报, 2025, 61(10): 1555-1566 DOI:10.11900/0412.1961.2023.00500

YAN Mengqi, WU Zehao, TONG Jianbo, HUANG Lijun, HUANG Yisheng. Preparation of Large-Sized β Grains and Effect of Typical Textures on Mechanical Properties of TC18 Titanium Alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2025, 61(10): 1555-1566 DOI:10.11900/0412.1961.2023.00500

近β钛合金，如TC18、Ti55531、TB6等，含有大量β相稳定元素，具有极大的性能调整潜力[1,2]。与α + β钛合金相比，其比强度更高、强韧性匹配更优、淬透性更好、冷热成形能力更强，作为主承力构件在先进航空飞行器中被大量应用[3,4]。

在钛合金的制备过程中，往往通过热变形及热处理控制初生α相及次生α相的含量、形状及晶粒尺寸，以实现钛合金性能的调控[5~9]。但近年来的研究[10~15]表明，原始β相的晶粒尺寸及取向也会对钛合金的强度、塑性、断裂韧度等关键性能产生影响。其原因在于：一方面，在钛合金β→α的相变过程中，α相的形貌、尺寸及取向直接受β相控制[16,17]；另一方面，钛合金在服役状态下仍有残余β相存在，对于近β钛合金来说这种影响尤为明显。作者团队[13]对Ti55531钛合金某自由锻件亮带的组织及取向特征进行探索性研究，发现亮带中的大尺寸{100}取向(垂直锻造方向) β晶粒可使其室温抗拉强度较无织构区域降低约270 MPa，弹性模量降低约25 GPa，延伸率提高约9.6%。由于亮带的尺寸限制，该工作没有系统研究其他取向对宏观力学性能的影响，也没有对大尺寸{100}取向β晶粒的形成原因进行分析。后续研究[18]表明，β相的{100}取向在TC18钛合金锻造及热处理过程中十分稳定。在两相区及单相区压缩变形时都会形成β相的{100}织构，且温度越高、变形量越大，{100}织构越强；在两相区拉伸时，变形温度越高，{100}织构越强；在两相区接近相变点加热时，回复态的{100}取向β晶粒容易利用尺寸优势吞并其他晶粒，这些晶粒即使在单相区接近相变点处被短时间加热也不会被再结晶晶粒吞并[19,20]。

基于上述研究，本工作通过特殊的锻造及热处理工艺制备了包含{100}取向β晶粒(晶粒尺寸大于50 mm × 50 mm × 100 mm)的TC18钛合金试样；通过对不同方向的标准试样进行室温拉伸及室温冲击实验，研究了β相的{100}、{110}、{111}取向对其宏观力学性能的影响；通过光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)及电子背散射衍射(EBSD)系统观察并分析了制备过程中组织及织构的特征，以期揭示β相对钛合金关键力学性能的影响规律，并为通过控制织构以调整钛合金性能的工艺探索提供理论支撑。

1 实验方法

实验材料为200 mm × 200 mm × 400 mm的TC18钛合金方坯，其名义化学成分(质量分数，%)为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe-0.1O，β→α的相转变温度为875 ℃。将方坯在α + β相区(840 ℃)沿长度方向反复镦拔6火次，单火次镦粗变形量为50% (图1a)；随后，将坯料进行1火次准β相区锻造[21]，即在相转变温度以上15 ℃ (即890 ℃)沿长度方向镦粗30%，获得尺寸约为240 mm × 240 mm × 280 mm的锻坯(图1b)。将锻坯进行高温退火并热处理后，检测坯料不同方向的室温拉伸及室温冲击性能。高温退火工艺为：900 ℃保温12 h、水冷。热处理工艺为：840 ℃保温2 h、炉冷+ 750 ℃保温3 h、空冷+ 610 ℃保温6 h、空冷。

图1

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图1   TC18钛合金坯料锻造工艺示意图

Fig.1   Schematics of forging process for TC18 titanium alloy billets (LD—length direction, TD1—transverse direction 1, TD2—transverse direction 2)

(a) forging at α + β region (b) forging at β region


以大尺寸{100}取向β晶粒的<100>方向为基准，分别沿热处理态TC18钛合金的<100>、<110>、<111>方向切取力学性能测试试样。拉伸和冲击试样的工作段长度分别为35和2 mm，切取时确保测试区在大尺寸{100}取向β晶粒的内部，取样位置、方向及试样尺寸如图2所示。采用Instron4507万能试验机进行室温拉伸实验，采用JB30B冲击试验机进行室温冲击实验。

图2

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图2   TC18钛合金坯料力学性能测试试样的取样位置示意图及试样尺寸图

Fig.2   Schematics of sampling position (a) and dimensions of tensile (b) and impact (c) specimens for TC18 titanium alloy billet (unit: mm)


分别在第3和6火次坯料的端面、第7火次坯料的端面及中心、高温退火坯料的中心沿垂直变形方向的横截面切取低倍片(厚度为20 mm)。使用60%HNO3 + 40%HF (体积分数，下同)抛光液和13%HNO3 + 16%HF 腐蚀液对第7火次坯料端面和中心的低倍片表面进行抛光和腐蚀，并使用数码相机拍摄其低倍组织。在第3、6、7火次坯料端面低倍片的心部、一半厚度和表面位置、高温退火坯料接近大尺寸β晶粒位置取样，用于组织及织构特征的观察及分析，如图3所示。为避开变形死区，在表面试样距离坯料拔长面约20 mm的位置取样，一半厚度位置试样位于表面试样和心部试样中间。采用OM以及配备EBSD探头的Ultra 55场发射SEM表征显微组织形貌和织构特征，并利用Channel 5取向分析软件分析EBSD数据，根据长度方向(LD)绘制晶粒取向分布图和极图等。

图3

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图3   TC18钛合金低倍片中显微组织观测试样的取样位置示意图

Fig.3   Schematic of sampling position for microstructure observation specimens in TC18 titanium alloy for macrostructure test


2 实验结果

2.1 α+ β 两相区锻造3火次后的组织及织构特征

在α + β两相区锻造3火次后，TC18钛合金坯料横截面各位置的组织差异较小，均由等轴初生α相、未完全破碎的晶界α相、细针状的次生α相及原始β相基体组成，如图4所示。坯料心部及一半厚度位置的初生α相的平均晶粒尺寸均约为2.20 μm (图4a和b)；表面初生α相的碎化程度相对较高，其平均晶粒尺寸约为1.92 μm (图4c)，这是由于锻坯与锤面及砧板接触降温较快所致。

图4

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图4   α + β两相区锻造3火次后TC18钛合金坯料各位置横截面的SEM像

Fig.4   Cross-sectional SEM images of the center (a), half thickness layer (b), and surface (c) of TC18 titanium alloy billet after three-pass forging at α + β region


在α + β两相区锻造3火次后，TC18钛合金坯料横截面心部至表面β相的晶粒取向分布图如图5a~c所示，图中空白点为α相或EBSD未能标定的点。由于锻造工序为先镦粗后拔长，因此在坯料心部及一半厚度位置形成了2种具有bcc结构的典型拉伸织构：{100}织构和{110}织构(图5a和b)，其中心部{100}取向晶粒完全将{110}取向晶粒包围(图5a)；表面位置的应力复杂且应变较小，因此晶粒取向较为随机(图5c)。β相的再结晶晶粒分布如图5d~f所示。在使用Channel 5软件处理数据时，设定亚晶界判定角度(θc)为2°，晶界判定角度(θGB)为10°。即当晶粒中的平均取向差θ0 > 2°时，晶粒被定义为变形晶粒；当晶粒中存在亚晶，每个亚晶中的θ0 < 2°，而亚晶之间的取向差θi > 2°时，晶粒被定义为回复晶粒；其他晶粒定义为再结晶晶粒。可见，锻造后产生的动态再结晶晶粒数量很少(其在心部至表面的占比分别为3.2%、9.8%和14.7%)，大部分晶粒处在回复状态(其在心部至表面回复晶粒的占比分别为81.9%、31.8%和0.9%)或变形状态(其在心部至表面变形晶粒的占比分别为14.9%、58.4%和84.4%)。其中，心部及一半厚度位置的{100}取向β相多为回复状态，{110}取向β相多为变形状态(图5d和e)；表面位置的β相基本为变形状态(图5f)。β相的{100}及{110}极图如图5g~i所示。心部区域的织构最强，其中{100}织构强度为46.5，一半厚度位置次之(织构强度为17.7)，表面没有形成明显的织构(最高织构强度为4.1)。

图5

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图5   α + β两相区锻造3火次后TC18钛合金坯料各位置β相的晶粒取向分布图、再结晶变形晶粒分布图和极图

Fig.5   EBSD analyses of β phases at center (a, d, g), half thickness layer (b, e, h), and surface (c, f, i) of TC18 titanium alloy billet after three-pass forging at α + β region

(a-c) grain orientation distribution maps (d-f) recrystallized grain distribution maps (g-i) pole figures


由于坯料心部与表面位置β相的取向特征明显不同，而一半厚度位置为2者过渡，为进一步观察心部及表面位置的微观组织及取向，采用更高放大倍数进行EBSD扫描，α和β相的晶粒取向分布图和极图如图6所示。对比图6a和e，坯料表面位置因变形温度低，其α相面积分数明显高于心部(心部为15.5%，表面为28.9%)。心部仅存在1个{100}取向的β晶粒(图6b)，与其内部的α相之间严格遵从{0002}α //{110}β，<112¯0>α //<111>β 的Burgers取向关系，并存在明显的变体选择(图6c和d)。坯料表面β晶粒内部由于取向转动而形成了大量过渡取向的胞状亚晶(图6f)；部分α相与β相明显偏离了Burgers关系(图6g和h)，说明α相也参与了变形。

图6

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图6   α + β两相区锻造3火次后TC18钛合金坯料心部和表面α相及β相的晶粒取向分布图和极图

Fig.6   EBSD analyses of α and β phases at center (a-d) and surface (e-h) of TC18 titanium alloy billet after three-pass forging at α + β region

(a, e) grain orientation distribution maps of α phase (b, f) grain orientation distribution maps of β phase (c, g) {0001}α pole figures (d, h) {110}β pole figures


2.2 两相区锻造6火次后的组织及织构特征

在α + β两相区锻造6火次后，TC18钛合金坯料的显微组织与3火次锻造后基本一致，仍由等轴初生α相、未完全破碎的晶界α相、细针状的次生α相及原始β相基体组成，如图7所示。其心部至表面的初生α相平均晶粒尺寸分别为2.01、2.68和2.89 μm。

图7

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图7   α + β两相区锻造6火次后TC18钛合金坯料横截面各位置的SEM像

Fig.7   Cross-sectional SEM images of center (a), half thickness layer (b), and surface (c) of TC18 titanium alloy billet after six-pass forging at α + β region


图8为α + β两相区锻造6火次后TC18钛合金坯料心部至表面横截面处β相的晶粒取向分布图、再结晶晶粒分布图及极图。可见，心部与一半厚度位置β相的取向特征趋于一致，晶粒主要由回复状态的大尺寸{100}取向β晶粒及少量变形状态的{110}晶粒组成(图8a、b、d和e)；表面存在变形状态的大量{100}取向β晶粒和少部分过渡取向β晶粒(图8c和f)。与3火次锻造试样相比，其动态再结晶晶粒占比下降(心部至表面分别为1.0%、4.2%和13.1%)，回复晶粒占比提高(心部至表面分别为96.7%、83.4%和2.3%)；心部至表面β相的{100}织构进一步增强(织构强度分别为56.7、51.2、8.3) (图8g~i)。图9为α + β两相区锻造6火次后TC18钛合金坯料表面位置α和β相的晶粒取向分布图和极图。与3火次锻造试样相比，其初生α相的平均晶粒尺寸增大(图6e和9a)，β晶粒碎化程度进一步提高并趋于等轴化(图6f和9b)，大部分两相晶粒保持Burgers取向关系(图9c和d)。

图8

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图8   α + β两相区锻造6火次后TC18钛合金坯料各位置β相的晶粒取向分布图、再结晶晶粒分布图和极图

Fig.8   EBSD analyses of β phases at center (a, d, g), half thickness layer (b, e, h), and surface (c, f, i) of TC18 titanium alloy billet after six-pass forging at α + β region

(a-c) grain orientation distribution maps (d-f) recrystallized grain distribution maps (g-i) pole figures


图9

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图9   α + β两相区锻造6火次后TC18钛合金坯料表面α相及β相的晶粒取向分布图和极图

Fig.9   EBSD analyses of α and β phases in TC18 titanium alloy billet's surface after six-pass forging at α + β region

(a) grain orientation distribution map of α phase (b) grain orientation distribution map of β phase (c) {0001}α pole figure (d) {110}β pole figure


2.3 准 β 锻造后的组织及织构特征

TC18钛合金坯料的第7火次锻造为在准β相区的锻造，锻造完成后坯料端面及中心位置的横截面都出现了明显的亮带组织，其尺寸分别约为80 mm × 80 mm和150 mm × 150 mm，如图10所示。图11分别为准β相区锻造后TC18钛合金坯料心部至表面横截面处β相的晶粒取向分布图、再结晶晶粒分布图及极图。心部及一半厚度位置在扫描区域内均由一个回复态{100}取向β晶粒及少量岛屿状变形及再结晶状态杂取向晶粒构成(图11a、b、d和e)，{100}织构的织构强度继续提高(分别为59.0和59.6) (图11g和h)。表面位置β晶粒的取向较为丰富(图11c)，取向以{111}为主(最高织构强度为4.4) (图11i)，晶粒内部存在较大的取向差。心部至表面均以回复状态晶粒为主，其占比分别为99.3%、99.4%和81.9% (图11d~f)。

图10

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图10   准β相区锻造后TC18钛合金坯料端部及中心横截面的低倍组织

Fig.10   Cross-sectional macrostructure morphologies at head face (a) and core (b) of TC18 titanium alloy billet after forging at quasi-β region


图11

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图11   准β相区锻造后TC18钛合金坯料各位置β相的晶粒取向分布图、再结晶晶粒分布图和极图

Fig.11   EBSD analyses of β phases at center (a, d, g), half thickness layer (b, e, h), and surface (c, f, i) of TC18 titanium alloy billet after forging at quasi-β region

(a-c) grain orientation distribution maps (d-f) recrystallized grain distribution maps (g-i) pole figures


图12为准β相区锻造后TC18钛合金坯料心部及表面位置α相和β相的晶粒取向分布图和极图。心部处大尺寸{100}取向β晶粒内部的α相呈短棒状，并呈垂直交叉分布(图12a和b)，变体选择更加明显(图12c和d)，说明坯料心部的终锻温度接近相变点的两相区。除短棒状α相和不连续的晶界α相外，表层位置还存在部分等轴状初生α相(图12e)，说明坯料表层的终锻温度更低，β晶粒取向较为丰富(图12f)，两相之间满足Burgers取向关系(图12g和h)。

图12

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图12   准β相区锻造后TC18钛合金坯料心部和表面α及β相的EBSD晶粒取向分布图和极图

Fig.12   EBSD analyses of α and β phases at center (a-d) and surface (e-h) of TC18 titanium alloy billet after forging at quasi-β region

(a, e) grain orientation distribution maps of α phase (b, f) grain orientation distribution maps of β phase (c, g) {0001}α pole figures (d, h) {110}β pole figures


2.4 高温退火后的组织及织构特征

高温退火后，通过分区扫描并拼接的方法观察了TC18钛合金坯料横截面大尺寸{100}取向β晶粒及其附近晶粒的取向特征，如图13所示。可见，大尺寸{100}取向β晶粒周围的等轴β晶粒取向随机且尺寸较大，但与{100}取向β晶粒相比仍有数量级的差别；大尺寸{100}取向β晶粒内部也有大量等轴晶粒，其晶粒尺寸更小且均为岛屿状。值得注意的是，{100}取向β晶粒内部的等轴晶粒较准β锻造后数量明显增多，尺寸明显增大。大尺寸{100}取向β晶粒及其周围晶粒的衬度图、晶粒取向分布图和再结晶晶粒分布图如图14所示。大尺寸{100}取向β晶粒内部仍有大量缺陷(图14a和b)，未发生再结晶；其周围及内部的等轴晶粒大部分为再结晶态，少部分为回复态(图14c)。大尺寸{100}取向β晶粒内部存在大量亚晶(15a)，由于高温退火后的冷却方式为水冷，其内部形成了大量厚度为纳米级的针状α相(图15b)。

图13

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图13   高温退火后TC18钛合金坯料横截面β晶粒的晶粒取向分布图

Fig.13   Cross-sectional grain orientation distribution map of β grains in TC18 titanium alloy billet after high-temperature annealing


图14

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图14   高温退火后TC18钛合金坯料中大尺寸{100}取向β晶粒及其周围晶粒的衬度图、晶粒取向分布图和再结晶晶粒分布图

Fig.14   Band contrast map (a), grain orientation distribution map (b), and recrystallized grains distribution map (c) of large-sized {100} β grain and its adjacent grains in TC18 titanium alloy billet after high-temperature annealing


图15

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图15   高温退火后TC18钛合金坯料中大尺寸{100}取向β晶粒内部的SEM像

Fig.15   Low (a) and high (b) magnified SEM images in large-sized {100} β grain of TC18 titanium alloy billet after high- temperature annealing


2.5 热处理后的组织及性能

TC18钛合金坯料热处理后沿不同方向测试的室温拉伸及室温冲击结果如表1所示。可见，大尺寸β晶粒具有显著的各向异性，其<111>方向的强度、冲击韧性和弹性模量最高，<110>方向次之，<100>方向最低，与bcc金属单晶的宏观力学性能规律相同。热处理后<111>织构试样只包含一个原始β晶粒，其显微组织由残余β相、等轴α相及交织成约60°的片层α相组成(图16a)。无织构锻坯试样由于包含多个原始β晶粒，其组织中还含有未完全破碎的晶界α相，片层α相的交织角度也无明显规律(图16b)。

表1   TC18钛合金坯料沿不同方向测试的力学性能

Table 1  Mechanical properties in different directions of TC18 titanium alloy billet

Direction

Rm

MPa

Rp0.2

MPa

A

%

Z

%

E

GPa

aku

J·cm-2

<100>98293614.036.69626.25
97993616.755.69631.25
<110>1129108112.528.411852.50
1145107210.927.411540.00
<111>1328127511.156.012558.75
1328127611.758.312453.75
No texture1157113616.551.611049.50

Note:Rm—tensile strength, Rp0.2—yield strength at 0.2% offset, A—percentage elongation, Z—percentage reduction of area, E—elastic modulus, aku—impact toughness

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图16

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图16   热处理态TC18钛合金锻坯中<111>织构试样和无织构试样的OM像

Fig.16   OM images of samples with <111> texture (a) and without texture (b) in TC18 titanium alloy billet after heat treatment


3 分析与讨论

3.1 热变形过程中大尺寸{100}取向 β 相晶粒的形成原因

TC18钛合金中β相的大尺寸{100}取向晶粒在坯料横截面心部形成，并随着锻造火次增多逐渐向表面长大。TC18钛合金的导热性较差，坯料心部实际的变形温度及应变明显高于表面，而在热变形过程中{100}取向晶粒占比随两相区热压缩变形温度及变形量的升高而提高[18]，因此其心部位置更容易形成β相的强{100}织构(图5)。随着两相区锻造火次增多，即累积变形量逐渐增大，各位置β相的{100}织构均逐渐增强，其主要原因是在两相区的热变形过程中，动态回复是主要的软化机制，如图5和8所示。由于在动态回复过程中，主要通过位错的交滑移和攀移与异号位错相互抵消的方式消耗形变储存能，因此晶粒尺寸越大越能保持其晶体取向的稳定。在准β锻造前的加热过程中，由于回复程度较高且晶粒尺寸过于悬殊，大尺寸{100}取向晶粒不会被新形成的再结晶晶粒吞并；而在随后的变形过程中，动态回复仍然占据主导，心部及厚度一半位置{100}取向的β相晶粒进一步长大，并将其他取向的晶粒包围(图11)。与取向硅钢中的Goss晶粒的二次再结晶长大不同[22,23]，这里的晶粒长大并不是通过晶界迁移完成的，而是通过相近取向的晶粒发生亚晶界合并完成的，因此在高温退火后大尺寸的{100}晶粒内部存在大量亚晶的胞状结构，如图15所示。

此外，回复状态的大尺寸{100}取向β晶粒处于亚稳态，因此高温退火的保温温度提高、保温时间延长时，势必会被其周围及其内部形成的大量再结晶晶粒吞并，因此本工作中制备β相大尺寸晶粒的方法并非最优。在未来工作中需考虑在高温退火时施加应力或循环加热等方法[24~26]予以优化。

3.2 β 相取向对钛合金力学性能的影响

根据不同方向室温拉伸及室温冲击的测试结果可知，在完全剔除了成分、组织的影响后，仅改变β相的取向即可极大影响TC18钛合金的关键力学性能。一般认为，α相为硬质相，其含量、形状及晶粒尺寸决定钛合金的性能，但是β相对两相协调变形及滑移穿过机制也有着重要影响[1]。研究[27]表明，当变形量较小且两相无法满足Burgers关系时，滑移将被限制在α相晶粒内无法穿过相界继续滑移。近β钛合金在服役状态下的β相体积分数超过50%，当β相的取向为单一取向时，其对两相协调变形机制的影响更为显著。综上所述，TC18钛合金在<111>方向的强度、弹性模量及冲击韧性大于<110>方向及<100>方向，且<110>方向的力学性能与无织构状态下接近，与bcc金属单晶力学性能具有相同规律[28]。TC18钛合金中大尺寸β相晶粒的<111>方向在基本不损失塑性的情况下，较无织构状态抗拉强度提高约14.8%、屈服强度提高约12.2%、冲击韧性提高约13.6%，为通过织构控制进一步优化钛合金性能提供了可能。

4 结论

(1) 通过6火次α + β两相区锻造、1火次准β相区锻造以及高温退火制备了包含{100}取向β晶粒(尺寸大于50 mm × 50 mm× 100 mm)的TC18钛合金试样。典型方向的室温拉伸及室温冲击测试结果表明，仅改变β相的取向即可极大影响TC18钛合金的关键力学性能，大尺寸β晶粒<111>方向的强度、弹性模量及冲击韧性最高，<100>方向最低，<110>方向介于2者之间且与无织构状态下接近。

(2) 在坯料锻造过程中，TC18钛合金中大尺寸{100}取向β晶粒在横截面心部形成，并随着锻造火次的增多逐渐向表面长大，其中晶粒长大是通过相近取向的晶粒发生亚晶界合并而完成的。

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