小序

钛金属在地壳中的储量十分富厚。。。。。。。钛及其合金因具有低密度、高比强度、耐高温、耐侵蚀及可焊性好等优点，，，，，已被普遍应用于航空航天、能源工业、船舶制造、生物医疗及武器装备等领域[1-2]。。。。。。。特殊是在航空航天领域，，，，，钛合金依附其轻质高强的性能优势，，，，，拥有比其它金属质料越发主要的职位，，，，，并已乐成加工制造出航空发念头叶片、飞机弹簧和燃油泵叶轮等要害部件[3-4]，，，，，如图1a所示。。。。。。。然而随着航空航天工业的进一步生长，，，，，钛合金的服役温度从最初的300～400℃逐渐提高至600℃及以上，，，，，这对钛合金的结构承载能力提出了越发苛刻的要求。。。。。。。鉴于此，，，，，相关科研事情者实验向钛合金中添加一些其他合金元素，，，，，如硅、钼和稀土元素等，，，，，用于提高钛合金的服役温度[5-6]。。。。。。。

然而研究效果批注仅通过添加元素因素对提升钛合金综合性能具有极大的局限性，，，，，且会对钛合金的后续加工及接纳爆发重大的影响。。。。。。？？？？？？Ｋ剂康筋押辖鸬某尚渭靶阅芴氐悖，，，，接纳合理且有用的热加工工艺是实现钛合金组织和性能调控的主要手段，，，，，也是制造钛合金细密的大型框架结构件的有用途径[7]。。。。。。。

铸造是能够同时实现钛合金控形和控性的成形方法之一[8]。。。。。。。据统计，，，，，80%以上的航空发念头钛合金叶片均是由铸造成形而获得[9]。。。。。。。图1b是钛合金典范的铸造历程示意图。。。。。。。钛合金铸锭先被加热到一定温度并保温一段时间，，，，，随后将其置入模具中，，，，，在外加压力的作用下，，，，，一些铸造缺陷在铸造历程中消除。。。。。。。同时，，，，，由于钛坯爆发强烈的塑性变形，，，，，晶粒变得细化且相对匀称[10]。。。。。。。据文献[11]报道，，，，，铸造成形可以使钛合金的晶粒标准抵达微米级甚至亚微米级别，，，，，且使其具有优异的力学性能。。。。。。。然而，，，，，由于钛合金保存导热性能差、变形抗力高及易高温氧化等问题，，，，，增添了其铸造工艺的设计及优化的难度。。。。。。。别的，，，，，钛合金成形窗口窄，，，，，进一步限制了其铸造工艺的把控，，，，，最终导致钛制品件具有极高的生产本钱[12]。。。。。。。因此，，，，，合理且有用的优化铸造工艺对提高钛合金的现实应用价值具有主要意义。。。。。。。本文将较系统性地综述航空用钛合金铸造工艺研究希望，，，，，通过归纳并先容了钛合金铸造的几种典范工艺，，，，，团结钛合金铸造工艺参数对微观组织及力学性能的影响，，，，，提出能够兼顾钛合金组织、性能、本钱及生产效率的战略及展望，，，，，这些要领为钛合金热加工手艺的生长提供了主要的研究思绪和偏向。。。。。。。

1、钛合金的铸造工艺概述

钛合金构件常接纳热模锻成形获得。。。。。。。钛坯在铸造时的成形温度一样平常高于再结晶温度，，，，，该情形下钛合金具有较好的流动性及成形能力，，，，，且可以有用地战胜其变形抗力[13-14]。。。。。。。若凭证模具和锻件的温度是否相同将铸造工艺举行分类，，，，，可分为非等温铸造和等温铸造。。。。。。。

1.1非等温铸造

非等温铸造包括常见的自由锻、模锻等，，，，，以这种铸造方法成形时，，，，，模具或砧板温度低于锻件温度，，，，，一样平常约为锻件温度的10%～35%[14]。。。。。。。较低的模具温度不但可以增添模具质料的选择规模，，，，，还能降低模具本钱并提高铸造效率。。。。。。。如KIMJY等[15]研究了Ti-6Al-4V钛合金非等温多步铸造及组织演变纪律，，，，，如图2所示。。。。。。。他们先将Ф40mm×60mm的圆柱形铸锭加热至940℃保温30min，，，，，随后将铸锭转移出炉并沿高度偏向下压20mm，，，，，再经由重复翻转及锻打，，，，，获得所需形状，，，，，其详细历程如图2a和图2b所示。。。。。。。

整个铸造历程中模具温度均维持在350℃。。。。。。。由图2c可知，，，，，铸造前该合金的微观组织体现出典范的魏氏组织形态，，，，，其中原始β晶粒的晶界清晰可见;而锻后的微观组织是由含量超55%的等轴α相、少量粗大片状α相及剩余β相所组成的等轴组织，，，，，如图2d所示。。。。。。。

在非等温铸造历程中，，，，，钛合金坯料上的瞬态温度转变极其重大，，，，，现在尚未有被认可的理论模子用于展望。。。。。。。因锻件及模具的重大性，，，，，将锻件的瞬态温度与时间相关联十分难题。。。。。。。有限元软化的开发与应用对钛合金热模锻工艺的设计及优化起着主要作用，，，，，其可以展望合金铸造历程中实时的场域及组织演变历程[16-17]。。。。。。。现在，，，，，不少学者将其与一些相关的理论模子相团结，，，，，用于制订越发合理的热加工工艺[18-19]。。。。。。。有限元模拟还可以展望钛合金在铸造历程中的剩余应力漫衍，，，，，且研究效果批注[20]，，，，，锻件的径向剩余应力沿中心轴呈对称漫衍，，，，，锻件外貌受拉应力作用，，，，，而心部体现出显着的应力集中，，，，，并呈压应力状态，，，，，且锻件上的剩余应力与铸造温度成反比，，，，，与变形量呈正比。。。。。。。

只管接纳非等温铸造而获得的某些钛合金结构件也获得了相对较好的应用，，，，，但这种铸造方法易使钛合金锻件外貌形成显著的硬脆层[21-23]。。。。。。。这种硬脆层是由富氧α层及钛的氧化皮组成，，，，，其会造成钛合金组织匀称性较差且塑性大幅度降低。。。。。。。纵然在铸造前锻坯外貌涂覆防氧化质料，，，，，但仍然会在锻件某些部位形成较厚的硬脆层。。。。。。。别的，，，，，某些钛合金在接纳非等温铸造成形时还会泛起一种典范的组织征象，，，，，即冷模组织[24-25]，，，，，这种组织会导致钛合金性能下降。。。。。。。虽可以在后续的机加工历程中切除了该组织，，，，，但这不但会破损铸造时的金属流线，，，，，还会造成极大地铺张，，，，，进而增添了加工本钱。。。。。。。钛合金在举行非等温铸造时，，，，，坯料与模具各个部位接触时间差别，，，，，差别区域的现实变形温度也差别，，，，，纵然接纳有限元仿真模拟也无法十分准确地展望每个区域的温度转变，，，，，进而导致这些区域的组织演化和性能改变也无法精准判断。。。。。。。

为阻止接纳非等温铸造成形的钛合金锻件中泛起冷帽、剪切带或不匀称的剩余应力等问题[26]，，，，，故在对钛坯举行非等温铸造成形时常要求工件形状相对简朴，，，，，同时需降低温度转变梯度且减小预制件的长宽比。。。。。。。然而，，，，，较大、大型或超大型钛合金锻件是目今的主要需求，，，，，也是未来钛合金生长的主流趋势之一，，，，，但思量到压机遭受能力等，，，，，单次模锻无法抵达预期形状，，，，，这类锻件多接纳多火次成形才华获得预期形状及尺寸。。。。。。。这种情形下，，，，，每一火次的收支炉均需要高昂的加工本钱。。。。。。。古板的支解式铸造成形虽无需过高的承载要求，，，，，但各部位锻件焊接拼合整体工件时仍保存诸多问题，，，，，一体化铸造成形也是目今针对这类锻件的主流之一。。。。。。。

1.2等温铸造

20世纪90年月中期，，，，，SALISHCHEVA等[27]提出一种新的铸造方法，，，，，即等温铸造。。。。。。。接纳该要领可制备出具有超细晶的金属坯料，，，，，该工艺在实验时需将模具加热到与坯料相同的变形温度并以较低的变形速率实现铸造成形。。。。。。。与非等温铸造相比，，，，，等温铸造可以在较量窄的温度窗口下获得所需锻件，，，，，能够一步完成形状重大、薄壁或高刚度的锻件成形，，，，，同时消除冷帽、剪切带和冷模组织等缺陷且大大降低质料应变硬化的影响，，，，，实现金属的净成形或近净成形。。。。。。。由等温铸造获得的合金构件显微组织越发匀称，，，，，机械性能更好[28]。。。。。。。因此，，，，，等温铸造较适用于形变较量难题的金属，，，，，如钛合金、γ-TiAl合金等[29]，，，，，可用于生产发念头等处于高温工况下的构件。。。。。。。凭证加载方法的差别，，，，，可将等温铸造进一步划分为单向等温铸造和多向等温铸造[22，，，，，30-31]。。。。。。。

1.2.1单向等温铸造

单向等温铸造是金属质料沿着统一个偏向举行单次或多次等温铸造的工艺。。。。。。。通常，，，，，单向等温铸造的应变速率较量。。。。。。。，，，，通过一直增大坯料的变形量，，，，，进而获得所需锻件形状及性能[14]。。。。。。。铸造后工件的显微组织及性能均会受合金因素、铸造温度及应变速率的影响。。。。。。。钛合金经单向等温铸造后的微观组织常体现为等轴组织的特征，，，，，同时合金的塑性和抗拉强度均有一定的提高[28]。。。。。。。

李凯等[32]研究了铸造温度对TC11钛合金在α+β相区单向等温铸造历程中微观组织演变，，，，，效果批注锻后初生α相呈等轴状或近似等轴状，，，，，其含量与等温铸造温度呈反比，，，，，而β转变组织与等温铸造温度呈正比，，，，，这导致锻后该合金经由退火后的塑性及强度均有升高。。。。。。。别的，，，，，随着铸造温度的升高，，，，，锻后微观组织由等轴组织向双态组织转变，，，，，且整体来说，，，，，TC11钛合金经等温铸造后，，，，，微观组织匀称性显着增强。。。。。。。相比之下，，，，，通例单向铸造后微观组织匀称性相对较量弱，，，，，与FANGXＲ等[33]的研究效果一致。。。。。。。别的，，，，，单向等温铸造在变形历程中会形成变形织构，，，，，造成锻后合金泛起各向异性[34]，，，，，进而限制这种铸造工艺的应用。。。。。。。若锻件尺寸相对较大或形状相对较重大，，，，，仅接纳单偏向的等温铸造或许无法充分成形，，，，，进而造成锻件组织和性能相对不匀称。。。。。。。

1.2.2多向等温铸造

多向等温铸造是一种多应用于大坯料爆发超塑性变形的工艺，，，，，在该工艺的实验历程中，，，，，坯料的加载偏向一直爆发转变，，，，，最终获得所需制品件。。。。。。。该工艺不但可以有用消除变形“死区”，，，，，还能大幅度降低各向异性，，，，，进而使成形件在各个偏向的组织及性能越发匀称[35-36]。。。。。。。如ZHANGZX等[37]研究了铸态Ti-6Al-4V钛合金在多向等温铸造历程中的微观组织演变及力学性能，，，，，发明三步多向等温铸造能够获得匀称且细小的等轴组织，，，，，其中α相尺寸约为1.9μm，，，，，且铸造历程中组织演变机制为一连动态再结晶和不一连动态再结晶。。。。。。。同时，，，，，他们还发明微观组织的再结晶百分数及组织匀称性与铸造翻转次数均呈正相关。。。。。。。别的，，，，，经多向等温铸造后，，，，，铸态Ti6Al-4V钛合金的室温及400℃的力学性能显著提高，，，，，且拉伸断裂机制由锻前的脆性断裂转变为韧性断裂。。。。。。。

多向等温铸造的应用规模相对较广，，，，，其不但适用于合金元素较量少的Ti-6Al-4V钛合金，，，，，还适用于铝元素含量凌驾40%的γ-TiAl合金[14，，，，，38-40]。。。。。。。ZHUK等[40]研究了Ti-44Al-4Nb-1.5Cr-0.5Mo-0.2B合金的多向等温铸造历程及组织演变，，，，，如图3所示，，，，，所接纳的详细铸造工艺如下:将Ф60mm×100mm的铸锭升温至1200℃并保温2h，，，，，沿高度偏向分两次铸造获得高度为40mm的圆坯。。。。。。。为释放铸造历程中爆发的内应力，，，，，将圆坯在1100℃下保温1h，，，，，随后圆坯翻转90℃，，，，，并在1100℃的温度下铸造，，，，，高度变为30mm，，，，，铸造工艺如图3a所示。。。。。。。该合金经第1次多向等温锻后的微观组织由约90.1%的γ相、1.5%的α2相及8.4%的β/B2相组成，，，，，如图3b所示(ＲL、KL、FG和CG划分体现剩余的片层α相、弯曲的片层α相、细小的晶粒和粗大的晶粒)，，，，，经1100℃退火后，，，，，微观组织由长条状转变为等轴状，，，，，其中α2相显着增多，，，，，如图3c所示。。。。。。。经第2次多向等温锻后，，，，，该合金中爆发α2+γβ/B2转变，，，，，并造成β/B2相含量增添，，，，，如图3b和图3d所示。。。。。。。整个铸造历程中，，，，，晶粒越发匀称且尺寸显着降低，，，，，即由初始的3.6μm减小至1.6μm。。。。。。。

多向等温铸造仅需改变锻件变形偏向，，，，，即可获得细小且匀称的等轴组织。。。。。。。多偏向变形而累积的应变可以加速金属质料的再结晶行为，，，，，从而提高质料的性能[37]。。。。。。。多向等温铸造体现出重大的潜在工业化应用价值，，，，，该工艺合理且有用的应用能够为生产细密的高端锻件提供包管[41]。。。。。。。但等温铸造的应用也受到模具质料等限制，，，，，较高的铸造温度对模具高温工况下的承载能力也提出了更苛刻的要求，，，，，模具的加工制造、维修保养也需投入较多的本钱。。。。。。。

2、铸造工艺参数设计

在铸造历程中，，，，，影响钛合金锻件微观组织及性能的因素有模具设计、铸造温度、变形量、应变速率及冷却方法等[14，，，，，42-43]。。。。。。。合理调控这些铸造工艺参数不但可以获得优异的微观组织及优异的力学性能，，，，，还可以为优化钛合金铸造工艺提供思绪嘉拷寮。。。。。。。在锻件形状及尺寸确定的情形下，，，，，上述参数中铸造温度、变形量和应变速率是影响锻件最终质量的最要害的3个因素。。。。。。。本章将围绕这3个因素的合理选择举行讨论。。。。。。。

2.1铸造温度

钛合金具有很强的温度敏感性，，，，，因其热导率较低，，，，，故其微观组织极易受到温度的影响[44]。。。。。。。尤其是在变形历程中，，，，，变形温度对钛合金流变应力的影响越发显着，，，，，而组织状态决议合金性能[43-44]，，，，，故合理把控变形温度与流变应力及微观组织间的关联关系对设计钛合金铸造工艺窗口具有主要意义。。。。。。。

以钛合金相变点，，，，，即β转变温度Tβ为分界点，，，，，凭证铸造温度的差别，，，，，将钛合金铸造要领分为两大类:β单相区铸造及α+β两相区铸造，，，，，与之对应的铸造温度规模划分为(Tβ+20)～(Tβ+50)℃及(Tβ-30)～(Tβ-50)℃[45-46]。。。。。。。经前述两种铸造要领所获得锻件的微观组织具有显著的区别。。。。。。。对α+β两相钛合金而言，，，，，随着铸造温度的升高，，，，，锻件微观组织通常由等轴组织变为网篮组织，，，，，最后变为典范的魏氏组织[47]。。。。。。。JACKSONM等[48]接纳两种差别的铸造方法研究了Ti-10V-2Fe-3Al钛合金在等温铸造历程中的塑性流动行为及组织演变，，，，，效果批注该合金经β单相区锻后微观组织中原始β晶粒的晶界清晰可见，，，，，且原始β晶粒内漫衍着簇状的片状α相及少量的剩余β相，，，，，该组织也被称为魏氏组织;而经α+β两相区铸造后的微观组织中初生α相形态主要为等轴状及长条状，，，，，其含量约为50%。。。。。。。别的，，，，，他们继续对两种铸造要领所获得的样品在两相区举行等温压缩举行实验后发明，，，，，经β锻的样品峰值应力更大且体现出显著的流变软化征象。。。。。。。

虽然等轴组织具备优异的热稳固性、室温塑性及抗高周疲劳性能，，，，，但其断裂韧性、热强性及抗疲劳裂纹扩展能力较差，，，，，而双态组织具备比等轴组织越发优异且平衡的综合性能。。。。。。；；；；；；诟媚康模，，，，相关学者提出了近β铸造工艺，，，，，即进一步提高α+β两相区铸造温度，，，，，使坯料处于约(Tβ-15)℃举行变形，，，，，锻后水或油淬[46]。。。。。。。经近β锻后的钛合金中初生α相含量约20%，，，，，微观组织为双态组织，，，，，也被称为混淆组织[14]。。。。。。。

田伟等[49]研究了铸造温度及退火工艺对TC17钛合金微观组织演变纪律的影响，，，，，如图4所示。。。。。。。效果批注，，，，，该合金在α+β两相区铸造时，，，，，初生α相泛起出动态再结晶特征，，，，，即α相颗粒爆发扭曲及碎化等，，，，，而高温变形状态下β晶粒受α相颗粒的限制，，，，，退火后微观组织为等轴组织，，，，，少见原始β晶粒的晶界，，，，，如图4a所示;与α+β两相区铸造相比，，，，，近β铸造后微观组织泛起出双态组织的特征，，，，，其中初生α相含量显着降低，，，，，约为20%，，，，，而原始β晶粒尺寸相对更大，，，，，退火后晶界清晰可见，，，，，原始β晶粒中析出大宗片层α相，，，，，如图4b所示;图4c所示是β单相区锻后的微观组织形态，，，，，因铸造历程中引入大宗的晶体缺陷，，，，，退火历程中片层α沿袭特定的晶体学偏向析出，，，，，并泛起散乱、交织漫衍的特点。。。。。。。ZHOUYG等[50]通过研究TC11钛合金的近β铸造工艺，，，，，使TC11钛合金的强度、塑性及断裂韧性抵达平衡状态，，，，，且乐成将该工艺推广到多种类型钛合金上，，，，，并已应用到航空发念头压气机盘、转子及其他飞机部件的生产上。。。。。。。

除近β铸造工艺之外，，，，，跨相区铸造工艺也最先被各人关注，，，，，该工艺一样平常需要分火次在β相区和α+β两相区举行跨相区多火次铸造成形，，，，，适合大型结构模锻件[46，，，，，51]。。。。。。。成形件的微观组织受α+β两相区的温度规模及变形水平控制。。。。。。。当变形量较小时，，，，，微观组织由片状α相、等轴状α相及剩余β相混淆组成，，，，，且匀称性较差;当变形量较大(凌驾50%)时，，，，，跨相区铸造所获得的组织类似于通例的α+β两相区铸造所获得的组织形态。。。。。。。两者的区别在于:前者中，，，，，β晶粒差别部位遭受差别的变形，，，，，此后者中整个晶粒体积遭受相同的变形。。。。。。。故跨β铸造中晶界α相优先在β晶界除形核，，，，，故其会更充分地变形，，，，，且优先爆发破碎、球化[46，，，，，52]。。。。。。；；；；；；贫ɑ缘萚53]研究发明TC18钛合金在跨相区铸造时，，，，，其抗拉强度随α+β两相区变形量的增添泛起出先增添后降低趋势，，，，，且α+β两相区变形量约20%～30%时抵达最大。。。。。。。别的，，，，，文中还提出可以获得强度、塑性及攻击韧性优良搭配的工艺，，，，，即(Tβ+20)℃且变形量凌驾35%，，，，，(Tβ-30)℃且变形量小于30%。。。。。。。

现在，，，，，β单相区铸造及α+β两相区铸造仍是应用较为普遍的两种铸造工艺。。。。。。。针对β单相区铸造而言，，，，，铸造温度较高，，，，，钛合金的变形抗力较。。。。。。。，，，，铸造历程中所使用的火次也较少，，，，，在现实生产中可以加速加工生产效率，，，，，进而提高经济效益，，，，，但β单相区铸造组织禁止易控制。。。。。。。通常，，，，，相变点较高的(近)α型钛合金终锻基本不接纳β单相区铸造，，，，，高合金化的近β钛合金常接纳该工艺举行铸造[46]。。。。。。。而α+β两相区铸造虽是钛合金使用最多的一种铸造工艺，，，，，但不可阻止地泛起一些组织及性能问题，，，，，而新兴的近β铸造和跨相区铸造依附优良的体现，，，，，在提高钛合金综合性能方面具备极大潜力。。。。。。。现在，，，，，这两种铸造工艺仍保存较多的问题，，，，，如近β铸造的铸造温度窗口更窄且难以实现准确控温，，，，，跨相区铸造后的钛合金需要合金化或其他后续处置惩罚举行组织调控。。。。。。。然而，，，，，这两种铸造工艺均可获得强度、塑性及韧性等最佳匹配，，，，，能够为进一步提高钛合金的综合性能提供研究偏向。。。。。。。

2.2应变速率

钛合金除了具有强烈的温度敏感性，，，，，还具有较强的应变速率敏感性，，，，，变形历程中应变速率的崎岖会对钛合金的变形抗力及微观组织爆发重大影响[54-56]。。。。。。。一样平常情形，，，，，钛合金接纳较低的应变速率举行热变形时，，，，，流变应力较低，，，，，组织相对匀称;而在高应变速率下热变形时，，，，，流变应力较高，，，，，组织匀称性相对较差。。。。。。。故低应变速率下变形常被作为提高钛合金加工性能的手段之一[57]。。。。。。。

虽然低应变速率下变形抗力更低，，，，，组织也相对匀称，，，，，但这是基于温度稳固甚至转变很小的条件下。。。。。。。故在现实生产中，，，，，选择应变速率前需思量铸造成形方法。。。。。。。别的，，，，，钛合金在热模锻时容易爆发剩余应力，，，，，剩余应力容易造成工件泛起变形甚至开裂等问题。。。。。。。文献[20]的研究批注，，，，，在非等温铸造历程中，，，，，随着变形速率的增大，，，，，锻件剩余应力减。。。。。。。，，，，当变形速率增添到一定水平时，，，，，剩余应力的影响大幅度降低甚至消逝。。。。。。。

而在等温铸造历程中，，，，，较低的应变速率下，，，，，可以获得越发匀称的组织及优异的性能，，，，，尤其是多向等温铸造还可以消除变形死区且进一步提高组织匀称性[14，，，，，35]。。。。。。。

SUY等[58]研究了差别铸造工艺参数对DsTi700钛合金变形行为及显微组织演变的影响，，，，，如图5所示。。。。。。。研究效果批注，，，，，随着应变速率的降低，，，，，两相区变形时泛起α相球化特征，，，，，单相区变形时泛起β相动态回复及动态再结晶的特征。。。。。。。而在高应变速率下，，，，，该合金泛起局部塑性流动的失稳特征，，，，，并形成变形带。。。。。。。

别的，，，，，SUY等[58]还发明经多道次热锻法(铸造温度1080℃，，，，，应变速率0.05～0.1s-1)获得的具备网篮组织的DsTi700钛合金室温性能显着高于初始铸态网篮组织，，，，，尤其是在650℃时的力学性能，，，，，该合金抗拉强度凌驾600MPa，，，，，该值十分靠近古板近α型钛合金在600℃的抗拉强度。。。。。。。综合剖析等温铸造及非等温铸造实验效果可知，，，，，钛合金在现实模锻成形时，，，，，应变速率不宜选择过高，，，，，但也不可太低，，，，，需凭证现实生产情形举行适当调解。。。。。。。

2.3变形量

变形量也是钛合金铸造历程中的一个主要参量。。。。。。。变形量的改变会影响晶粒度大。。。。。。。，，，，增添变形量可以使晶内组织获得有用细化。。。。。。。据报道，，，，，随变形温度的升高，，，，，变形量的影响逐渐降低，，，，，且变形量对性能(尤其是塑性)影响最显着的区域位于β转变温度以下，，，，，由于该状态下α相一直保存，，，，，而α相也会爆发塑性变形。。。。。。。α相是密排六方结构，，，，，为硬相，，，，，在高温变形历程中会钉扎位错，，，，，增添变形量可以增进钛合金爆发动态再结晶[59]。。。。。。。在钛合金工件的生产历程中，，，，，两相区上部的热加工是将片状组织结构剖析为细腻且匀称组织的要害办法，，，，，该工艺在确定最终微观组织和性能中起要害作用。。。。。。。若初始组织为片状组织，，，，，增添变形量可以增进片成α相爆发动态球化，，，，，而动态球化是典范的钛合金动态再结晶征象，，，，，是一种几何再结晶，，，，，高层错能的钛合金更容易爆发动态球化[60]。。。。。。。GAOPF等[61]研究了钛合金两相区上部热加工历程中片状组织演变及流动行为机制，，，，，效果批注片状α相的演化与相关于压缩轴的几何取向有关。。。。。。。若片状α相的轨迹与压缩偏向平行，，，，，则它倾向于扭结;不然片状α相随变形量的增添向较软的偏向旋转，，，，，并逐渐重新排列其轨迹，，，，，使其笔直于压缩偏向。。。。。。。与此同时，，，，，片状α相爆发动态球化，，，，，其详细历程为高能缺陷的形成、高能缺陷引起片层失稳及破碎片层结构。。。。。。。

钛合金中等轴状初生α相在热变形历程中也会爆发一系列组织演变，，，，，如亚结构的形成、再结晶等。。。。。。。

WUC等[62-63]研究发明，，，，，TA15钛合金在两相区等温变形历程中亚结构演变对其流动行为具有主要影响，，，，，亚结构所占体积分数与变形量呈正比，，，，，如图6所示，，，，，当变形量由30%增添至70%时，，，，，试验测得大角度晶界占比由48%变大至72%，，，，，而CA模子展望效果是由44.7%至68.4%;热变形历程中，，，，，小角度晶界形成的新亚晶粒与小角度晶界变为的大角度晶界所消耗的亚晶粒间呈竞争关系。。。。。。。变形历程中因位错的涅灭与重排，，，，，先形成位错胞进而转变为亚晶粒，，，，，且随着变形量的增添，，，，，更多的位错群集在亚晶粒晶界的周围，，，，，增添了小角度晶界向大角度晶界转变的驱动力。。。。。。。

钛合金在两相区热变形历程中，，，，，除α相爆发一系列转变外，，，，，β相也会爆发动态回复、动态再结晶等组织演变，，，，，且比单相区更容易爆发动态再结晶等组织演变机制[59，，，，，64]。。。。。。。同时，，，，，β晶粒再结晶百分数随着变形量的增添而逐渐增大。。。。。。。针对初始状态差别的钛合金，，，，，其在铸造时所选择的变形量也保存一定差别，，，，，一样平常情形下，，，，，组织爆发显着细化是变形量需凌驾30%甚至40%，，，，，而针对片层组织，，，，，通常凌驾60%的变形量才华充分球化。。。。。。。虽然，，，，，钛合金现实生产中热加工时变形量的选择并不是越大越好，，，，，有报道批注，，，，，当变形量凌驾85%时，，，，，某些钛合金会泛起晶粒粗化的征象，，，，，这是由于变形水平过高，，，，，位相靠近或一致的晶；；；；；；嵯嗷ズ喜⒊ご。。。。。。。故在选择变形量时，，，，，首先要思量锻件的质量要求，，，，，然后思量坯料的组织形态、锻件的尺寸及形态等，，，，，最后选择合适的变形量。。。。。。。

3、铸造历程中微观组织演变

钛合金锻件的微观组织与铸造时所接纳的工艺参数细密相关。。。。。。。钛合金部件从铸锭开坯到成形，，，，，历程中的晶粒尺寸、相组成及织构漫衍均会爆发显著转变[14]。。。。。。。别的，，，，，针对一些较大型的钛合金锻件，，，，，差别部位的应变状态、摩擦因数及冷却速率等均有所差别，，，，，这会造成钛合金锻件各个部位组织泛起一定的不匀称性。。。。。。。故掌握钛合金在热加工历程中微观组织演变纪律对设计并优化钛合金成形工艺具有主要作用。。。。。。。

3.1晶粒尺寸演变纪律

钛合金构件性能受其微观组织形态及尺寸的控制，，，，，差别应用场合所需钛合金构件性能差别。。。。。。。为了利便研究微观组织对性能的影响，，，，，常对组织的州参数举行量化处置惩罚。。。。。。。钛合金微观组织中晶粒巨细与变形工艺参数息息相关，，，，，一样平常情形下，，，，，微观组织中晶粒细匀化越强，，，，，钛合金部件性能越好。。。。。。。而晶粒细化是钛合金加工历程中显微组织转变最显着的特征。。。。。。。

ZHANGZX等[65]提出了钛合金在等温铸造历程中的晶粒细化机制，，，，，并以为动态再结晶是造成钛合金晶粒细化的主要机制。。。。。。。如前所述，，，，，钛合金在两相区热加工历程中片状α相动态球化的历程是一种一连再结晶，，，，，热成形历程中引入的高密度位错逐渐演酿成亚晶界及大角度晶界的历程属于一连再结晶。。。。。。。而不一连动态再结晶一样平常爆发在较高的应变速率下，，，，，其主要特征是变形历程中原始晶界受位错的影响泛起显着的锯齿状征象。。。。。。。关于层错能较低的γ-TiAl基合金，，，，，其主要变形机制为孪生，，，，，且随着变形量的增添，，，，，会泛起多重变形孪晶，，，，，孪晶之间相互作用，，，，，泛起孪生切割征象，，，，，进而爆发大宗孪晶界，，，，，这些新界面是动态再结晶的形核点。。。。。。。γ-TiAl合金在多向铸造和等温压缩历程爆发α2/γ相片层转变为γ和β相的征象，，，，，且在γ相中爆发一连动态再结晶和不一连动态再结晶，，，，，而在β相中以动态回复为主[66]。。。。。。。

纪小虎等[67]研究了TA15钛合金在多向等温铸造历程中的组织演变纪律，，，，，如图7所示，，，，，经由第1道次变形后，，，，，部分长条的初生α相爆发破碎，，，，，且初始片状α相被拉伸或扭曲，，，，，如图7a和图7b所示。。。。。。。

与第1道次变形后相比，，，，，第2道次变形后原始初生α相及片层α相仍有少量剩余，，，，，如图7c所示。。。。。。。在第3道次变形后，，，，，初生α相充分破碎，，，，，同时片状α相也显着碎化，，，，，如图7d所示。。。。。。。图7e和图7f显示了初生α相和片成α相晶粒尺寸及轴比的转变。。。。。。。由图7e可知，，，，，初生α相晶粒尺寸及轴比与变形道次呈反比，，，，，即其值随变形道次的增添而减。。。。。。。，，，，且初生α相尺寸由最初的约9.8μm被细化至约5.1μm;而轴比由约2.18减小到约1.42，，，，，该征象批注多向铸造会使钛合金晶粒细化且提高其匀称性。。。。。。。片状α相厚度与变形道次靠近呈反比，，，，，与初生α相晶粒尺寸转变差别的是片状α相厚度随变形道次的增添呈先减小后趋于稳固。。。。。。。多向等温铸造历程中，，，，，片状α相轴比却随变形道次的增添体现出先增添后降低的趋势。。。。。。。

3.2相组分演变纪律

钛合金构件的相组分与初始组织形态、铸造工艺参数、锻后冷却方法以及锻退却火工艺参数等均细密相关[68]。。。。。。。相变是钛合金相组分爆发转变的主要缘故原由，，，，，且其对变形前保温时间、变形温度、应变速率、变形量及冷却速率等均参数均敏感。。。。。。。钛合金在锻前升温及保温历程中会爆发αβ相变、变形历程会爆发αβ动态相变及冷却历程中会爆发βα相变，，，，，每种相变形式均会造成相组分的转变，，，，，进而使钛合金锻件性能爆发转变。。。。。。。

张启飞等[69]研究了TA15钛合金模锻件成形历程中的宏微观组织转变纪律，，，，，效果批注双相区变形历程中会泛起动态相变，，，，，造成α相含量降低，，，，，β相含量升高，，，，，进而增进β晶粒长大并形成低倍清晰晶。。。。。。。别的，，，，，他们进一步系统性地剖析了动态相变对相组分的影响，，，，，并基于JMA理论建设了差别变形温度及应变速率下的相变换力学模子，，，，，进而展望了热变形历程中相组分的转变[70]。。。。。。。而LUOSY等[71]研究了摩擦因数m对Ti-6Al-4V钛合金涡轮叶片在热铸造历程中的相变特征，，，，，如图8所示。。。。。。。涡轮叶片锻前的三维模子及锻后宏观形态如图8a和图8b所示，，，，，其中，，，，，叶片毛坯长1220mm，，，，，铸造温度为950℃。。。。。。。图8c和图8d划分为叶片锻件中P1及P2处的微观组织，，，，，由图可知，，，，，锻件微观组织是由剩余初生α相及β转变组织组成，，，，，且P2处的初生α相含量显着高于P1处的。。。。。。。他们以为造成差别部位相组分差别的缘故原由是差别部位所对应的摩擦因数差别，，，，，且接纳有限元进一步系统性研究了差别摩擦因数对相组分转变纪律的影响，，，，，效果批注，，，，，初生α相含量对摩擦因数敏感，，，，，且其值均漫衍0%～27.2%。。。。。。。同时，，，，，初生α相含量最高区域均漫衍在锻件心部而最低区域漫衍在飞边周围，，，，，且随摩擦因数的变大，，，，，初生α相含量最高区域逐渐减。。。。。。。，，，，如图8e所示。。。。。。。

3.3织构演变纪律

钛合金的性能和微观组织与织构亲近相关，，，，，而织构会受到差别变形模式的影响。。。。。。。钛合金在铸造历程会导致应变漫衍不匀称，，，，，进而造成钛合金锻件微观组织和织构的重大演变，，，，，尤其是初生α相、次生α相及β

晶粒等演变，，，，，对钛合金锻件性能爆发极大影响[36，，，，，72-73]。。。。。。。TANGB等[36]接纳XＲD及EBSD研究了Ti-6Al-4V钛合金多道次铸造过历程中应变漫衍对织构演变的影响，，，，，效果批注应变漫衍初生α相的形貌及含量有显著影响，，，，，且随铸造道次的增添，，，，，初生α相含量显著增添，，，，，而织构强度逐渐降低。。。。。。。MENGL等[73]研究了Ti-6246钛合金在β铸造及跨相区铸造历程中α和β织构的影响纪律，，，，，效果批注β晶粒在铸造历程中会形成典范的{001}和{111}织构，，，，，且因动态再结晶的作用，，，，，{001}织构强度随变形量的增添而显著增强。。。。。。。而在跨相区铸造历程中，，，，，随着α相的析出，，，，，β晶粒{001}织构强度随变形量的增添而降低，，，，，且没有爆发动态再结晶。。。。。。。别的，，，，，新析出的α相体现出强烈的的{11-20}相变织构，，，，，同时α相以{10-10}＜11-20＞锥滑移系为主，，，，，并与{110}＜111＞β滑移系平行。。。。。。。α相的析出增添了α相和β相间的滑移转达，，，，，提高了β相的{110}＜111＞滑移活性，，，，，降低了α相析出后{001}β织构强度，，，，，进而提高了质料的性能。。。。。。。图9是铸造温度及变形量对Ti-6246钛合金α相织构强度的影响。。。。。。。由图可知，，，，，所有铸造条件下均泛起较强的{11-20}织构，，，，，且其强度随着铸造比的增大而增强。。。。。。。别的，，，，，在920和950℃下，，，，，该合金铸造时泛起较弱的{2-1-12}织构。。。。。。。

4、铸造历程对钛合金力学性能的影响

钛合金锻件的质量主要由铸造工艺决议，，，，，而铸造工艺决议钛合金微观组织结构，，，，，微观组织结构控制钛合金力学性能，，，，，且每种结构均有所对应的性能优势和劣势[46，，，，，68]。。。。。。。随航空航天工业的迅速生长，，，，，对现代航空航行质料的综合服役条件要求越来越高，，，，，尤其是对性能的要求越发苛刻。。。。。。。现在，，，，，可通过新型号研发及工艺立异等手段获得组织最佳化的钛合金，，，，，从而获得最优的综协力学性能。。。。。。。

本节以单轴拉伸性能及周期载荷下的疲劳性能为例举行剖析。。。。。。。

4.1单轴拉伸性能

单向拉伸实验是表征质料力学行为最基本的实验要领，，，，，拉伸实验所获得的抗拉强度、屈服强度及伸长率等是质料力学性能的基本指标。。。。。。。一样平常情形下，，，，，钛合金魏氏组织的室温强度最高，，，，，网篮组织次之，，，，，双态组织较低，，，，，等轴组织最低;而室温塑性呈相反的纪律。。。。。。。研究批注，，，，，钛合金室温拉伸时除等轴组织的断裂机制为韧性断裂外，，，，，其余3种类型微观组织结构均为(准)解离断裂机制，，，，，其中双态组织的综合性能最佳[46]。。。。。。。SUNZ等[74]接纳6种差别铸造工艺(图10)研究下场部加载条件下TA15钛合金锻件组织及性能的影响，，，，，效果批注，，，，，工件2区域A的室温强度显着高于区域B，，，，，见表1(Ｒm为抗拉强度，，，，，Ｒp0.2为屈服强度，，，，，Z为断面缩短率，，，，，A为断裂伸长率)，，，，，这是由于区域B在铸造历程中形成β粗晶，，，，，造成性能下降;而工件1的力学性能优于工件2，，，，，这是由于TA15钛合金在α+β铸造初生α相含量较高;同时，，，，，通过比照工件3和工件4、工件5和工件6还发明锻后水冷的力学性能显着比空冷的情形下好，，，，，其中工件6是所有铸造工艺中室温性能最好的一组，，，，，且工件6上区域A、区域B和区域C的抗拉应力分为1053、1033和1040MPa，，，，，屈服应力分为990、950和968MPa。。。。。。。这是由于该组工件接纳近β铸造，，，，，初生α相含量控制在约20%，，，，，其中细小的次生α相可以有用地阻碍位错运动。。。。。。。同时，，，，，他们还批注差别铸造工艺下室温攻击性能差别不大，，，，，且工件2及5的断裂韧性较好，，，，，工件6处于中等水准，，，，，这与微观组织中次生α相的含量及形貌有关。。。。。。。别的，，，，，他们还研究了TA15钛合金500℃下的力学性能，，，，，见表2，，，，，其中，，，，，工件6的高温强度最好，，，，，工件5的屈服最低，，，，，这是由于空冷历程中形成大宗的成簇的次生α相，，，，，拉伸时较早地泛起显著的滑移带，，，，，导致裂纹提前形成并扩展，，，，，进而造成该质料屈服降低。。。。。。。

胡轶嵩等[75]系统地研究了β铸造工艺参数对TC17钛合金力学性能的影响，，，，，如图11所示(KIC为断裂韧性)。。。。。。。研究效果批注，，，，，室温顺高温强度及塑性随铸造温度的升高而降低，，，，，如图11a和图11b所示，，，，，这是由于该合金在β铸造时，，，，，β晶粒显著长大且后续次生α相片层厚度较粗，，，，，进而造成强度和塑性随变形温度的升高均呈降低的趋势。。。。。。。别的，，，，，该合金随着铸造温度的升高，，，，，断裂韧性逐渐增大，，，，，如图11c所示，，，，，这是由于裂纹形核抗力随β晶粒尺寸变大而变大，，，，，且裂纹沿变厚的差别晶体取向的次生α相集束扩展并倾斜，，，，，进而造成裂纹前沿爆发钝化征象，，，，，最终能够贮存特另外裂纹扩展能。。。。。。。他们还发明TC17钛合金经β铸造后室温顺高温强度及塑性随变形量的增添而变大，，，，，断裂韧性则与之相反，，，，，如图11d～图11f所示，，，，，造成这种想象的缘故原由是加大变形量可以使原始β晶粒及晶界α相破碎，，，，，从而增添α相形核率，，，，，使滑移距离更。。。。。。。，，，，降低晶界处的位错塞积应力，，，，，进而使朴陋形核及扩展速率被降低，，，，，变形水平增大有利于破碎原始β晶粒和晶界α相，，，，，并且初生α相形核率增添，，，，，可获得匀称的网篮组织，，，，，滑移间距。。。。。。。，，，，晶界处位错塞积应力。。。。。。。，，，，延缓了朴陋的形核和扩展。。。。。。。

差别类型的钛合金适用场合也差别，，，，，每种场合所要求的组织形态亦保存差别。。。。。。。不管是变形工艺参数、照旧变形后热处置惩罚工艺参数的选取都会影响钛合金服役时的力学性能，，，，，参数的合理选择是获得所需性能、组织的条件。。。。。。。在确定钛合金所需的组织状态后，，，，，力争通过调解变形或变形后热处置惩罚工艺参数获得强度、塑性或韧性匹配最佳的力学性能。。。。。。。

4.2疲劳性能

疲劳指的是合金质料在交变载荷的作用下，，，，，由累计损伤引起的失效断裂。。。。。。。其特点是质料遭受的应力小于屈服强度，，，，，属于低应力脆性断裂，，，，，也保存裂纹的形成及扩展，，，，，且疲劳破损是一个恒久的累计历程。。。。。。。据统计，，，，，疲劳，，，，，特殊是高周疲劳是钛合金航空发念头叶片失效的最主要方法[76]，，，，，因发念头叶片遭受高频振动及其自己结构特征决议，，，，，容易爆发微动损伤，，，，，进而大幅度降低疲劳性能，，，，，保存重大的清静隐患[77]。。。。。。。故探索质料疲劳性能与变形机制间关系具有主要意义。。。。。。。

现在，，，，，疲劳性能已被看成结构部件或其他部件的要害强度之一，，，，，且受到的关注越来越多。。。。。。。研究批注，，，，，钛合金疲劳性能对微观组织十分敏感，，，，，即α相含量及尺寸、组织类型及其特征参数等因素均会对疲劳裂纹扩展速率爆发重大影响。。。。。。。疲劳强度与α相尺寸及片层厚度呈反比，，，，，即较粗大的晶粒尺寸利于抑制疲劳裂纹萌生，，，，，且片层组织有助于降低裂纹扩展速率[78-79]。。。。。。。别的，，，，，有学者发明具备等轴或双态组织的钛合金高周疲劳性能优于网篮或片层组织，，，，，即含有初生α相的钛合金高周疲劳性能比片层组织更好[80]。。。。。。。张赛飞等[81]研究了近β锻TC17钛合金的高周疲劳特征，，，，，并总结了几种差别钛合金的力学性能及疲劳性能，，，，，如表3所示。。。。。。。

研究效果批注，，，，，具备网篮组织的TC17钛合金具有较高的疲劳强度，，，，，能知足整体发念头叶片对高周疲劳性能的要求。。。。。。。

ZHANGSF等[82]通过控制BT25钛合金(Ti6.5Al-2.2Mo-2.2Zr-1.8Sn-0.7W-0.2Si)等温铸造及热处置惩罚工艺，，，，，获得了3种差别的微观组织形态，，，，，研究了微观组织对高周疲劳特征的影响，，，，，如图12所示(S为最大疲劳应力，，，，，N为疲劳循环次数)。。。。。。。其中，，，，，BT25钛合金在α+β两相区(979℃)等温铸造且964℃固溶2h+550℃时效5h能获得初生α相含量约65.5%的等轴组织(图12a)。。。。。。。经979℃等温铸造且994℃/2h+550℃/5h处置惩罚后获得初生α相含量约33.2%、片层厚度约1.21μm的双态组织(图12b)。。。。。。。单相区等温锻后固溶时效处置惩罚可以获得全片层组织，，，，，片层厚度约2.05μm(图12c)。。。。。。。研究效果批注，，，，，双态组织的抗拉及屈服强度最高，，，，，等轴组织次之，，，，，片层组织最低(图12g)。。。。。。。断裂韧性的巨细与初生α相及片层α相有关，，，，，全片层断裂韧性最大，，，，，等轴组织的最。。。。。。。，，，，如图12h所示。。。。。。。而疲劳性能与前述研究类似，，，，，等轴及双态组织比片层组织具有更高的高周疲劳强度(图12i)。。。。。。。与微观组织相关的有用滑移长度和晶体的固有强度配合控制着BT25钛合金的疲劳裂纹萌生，，，，，而疲劳裂纹的萌生对微观组织的依赖性是高周疲劳性能具有微观组织敏感性的缘故原由，，，，，3种微观组织的疲劳裂纹(图12d～图12f)形成区域均处于约30～300mm处的亚表层区域。。。。。。。

应力比也是造成钛合金疲劳性能改变的另一主要因素。。。。。。。由于钛合金构件在现实应用中遭受的载荷形式较量重大，，，，，因此，，，，，研究差别应力比下钛合金疲劳性能显得极其须要[83-85]。。。。。。。一样平常情形下，，，，，质料疲劳行为研究的应力比均在Ｒ=-1.0的情形下，，，，，随后使用Gerber或Goodman关系获得其他应力比下的疲劳强度。。。。。。。文献[85]的研究批注，，，，，Ti-6Al-4V钛合金的高周和超高周行为均保存两种疲劳裂纹萌生气制，，，，，即解理机制和滑移机制，，，，，且两种机制保存竞争关系。。。。。。。且随应力比的增添，，，，，疲劳裂纹萌生由滑移机制变为解理机制。。。。。。。

5、总结和展望

航空航天等领域的快速生长对钛合金的服役性能提出了更高的要求，，，，，铸造工艺在提高钛合金的机械性能上已取得重大的希望。。。。。。。与非等温铸造和单向等温铸造相比，，，，，多向等温铸造工艺具有显著的优势，，，，，其能够同时提高质料的强度和延展性，，，，，适合获得超细晶大型锻件的工业化应用。。。。。。。钛合金的铸造工艺参数，，，，，尤其是铸造温度、变形量及应变速率对锻件的晶粒尺寸、相组分及织构等微观组织特征有决议性影响。。。。。。。在确定铸造工艺参数时，，，，，铸造工艺参数的选择不但需要思量合金质料及现实生产条件，，，，，还需兼顾质料性能、本钱及生产效率。。。。。。。钛合金铸造工艺参数决议其锻件微观组织结构，，，，，而微观组织结构对力学性能和服役行为具有极大的影响。。。。。。。未来钛合金铸造工艺的开发与优化，，，，，可以从如下几个方面深入研究:

(1)需进一步提高铸造装备的水平，，，，，研究更合理且完善的工艺蹊径，，，，，探索适用性更强且后处置惩罚或合金化方法，，，，，为镌汰甚至消除钛合金在整个热加工工艺流程中泛起的问题提供新思绪。。。。。。。

(2)钛合金近β铸造和跨相区铸造可获得组织匀称性好且综合性能优异的锻件，，，，，这些铸造要领具有极大的应用远景。。。。。。。进一步扩宽多种类型钛合金的新型铸造工艺，，，，，为研发并制备组织且性能更优的钛合金提供现实指导和名贵履历。。。。。。。

(3)钛合金锻件的组织是否匀称和性能崎岖主要是钛合金铸造历程中温度场、应变场及金属流动场等多物理场域相互耦相助用的效果。。。。。。。需建设合适的钛合金铸造成形的有限元仿真模子，，，，，开发可准确展望钛合金铸造历程的仿真算法及软件，，，，，进而实现钛合金铸造历程的工艺参数设计及优化。。。。。。。

(4)钛合金在铸造历程中微观组织演变纪律十分重大，，，，，仍需继续深入探讨多相组织在热加工历程中的位错、晶体结构等演变对组织及性能影响纪律，，，，，建设可表征铸造工艺参数和微观组织特征的物理基模子。。。。。。。

(5)钛合金作为综合性能优异的轻质结构质料，，，，，研究其在航空领域的服役历程中的力学性能及疲劳性能是开发并扩展高性能航空钛合金构件及其应用的要害课题。。。。。。。关于钛合金构件服役历程中的失效机制仍需进一步探索，，，，，其中，，，，，疲劳裂纹的萌生及扩展的深层机理尚不清晰，，，，，高温蠕变的深层机制同样有待深究等。。。。。。。

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