熊智豪，李志尚,楊 平,顧新福,顏孟奇,沙愛學(xué)

(1.北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 北京 100083) (2.中航工業(yè)集團(tuán)北京航空材料研究院, 北京 100095)

航空鍛件的大型化、整體化不僅可以減少零件和連接件數(shù)量，而且可以有效避免零件因裝配不當(dāng)造成的安全風(fēng)險，從而滿足飛行器高可靠性、長使用壽命、輕量化等設(shè)計要求[1,2]。TC18鈦合金名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，是一種高強(qiáng)度級別的近β型鈦合金[3-6]。工業(yè)上生產(chǎn)TC18鈦合金航空件時，常將大規(guī)格TC18鈦合金棒材先進(jìn)行多火次的自由鍛造，其涉及到高于相變點(diǎn)的β相區(qū)鍛造和低于相變點(diǎn)的兩相區(qū)鍛造。高溫β相區(qū)鍛造具有良好的熱加工性，可顯著破碎粗大的鑄態(tài)β相晶粒[7]，但鍛后TC18鈦合金易形成魏氏組織；低于相變點(diǎn)的兩相區(qū)鍛造可消除魏氏組織，從而提高鍛件的綜合力學(xué)性能[8]。β相區(qū)與兩相區(qū)交替的多火次鍛造過程中，組織和織構(gòu)的遺傳會對最終鍛件的力學(xué)性能產(chǎn)生顯著影響。

文獻(xiàn)[9]報道，組織為片狀初生α相的TC18鈦合金，其抗拉強(qiáng)度比球狀初生α相的高30 MPa左右。Ti-55531合金經(jīng)自由鍛后，因產(chǎn)生β相<100>織構(gòu)而出現(xiàn)亮帶區(qū)，該區(qū)域的抗拉強(qiáng)度約為1114 MPa，明顯小于正常區(qū)的抗拉強(qiáng)度(1383 MPa)[10]；而對于組織為片狀α相的TC18鈦合金，其<100>方向抗拉強(qiáng)度為998 MPa，<110>方向為1050 MPa，<111>方向為1250 MPa，不同方向強(qiáng)度最大差值為252 MPa。這些都表明β相織構(gòu)對近β鈦合金強(qiáng)度的影響超過初生α相形態(tài)的影響。熱壓縮近β鈦合金時，低變形速率、高變形溫度、大變形量以及β相區(qū)熱壓縮后緩慢的冷卻速率等因素均有利于強(qiáng)化<100>織構(gòu)[11,12]。大規(guī)格鈦合金棒材鍛造時中心到邊部溫度、應(yīng)力狀態(tài)的不同會造成不同部位組織、織構(gòu)存在差異，從而導(dǎo)致合金性能變化[13,14]?？棙?gòu)是影響合金性能的主要因素之一，在無法消除織構(gòu)時，應(yīng)盡量獲得受力時表現(xiàn)出高強(qiáng)度的有利織構(gòu)，即<111>織構(gòu)和<110>織構(gòu)，避免形成<100>織構(gòu)。

然而,經(jīng)過多火次鍛造的大規(guī)格近β型Ti55531和TC18鈦合金棒材，其心部均出現(xiàn)了強(qiáng)<100>織構(gòu)[10,15]。為避免近β型鈦合金棒材經(jīng)多火次鍛造后中心到邊部形成強(qiáng)<100>織構(gòu)，并獲得有利織構(gòu)，需要考察不同火次下的織構(gòu)演變規(guī)律，以制定合適的鍛造工藝。為此，對大規(guī)格TC18鈦合金進(jìn)行了多火次鍛造，研究了鍛造過程中棒材中心到邊部的β相組織與織構(gòu)演變，以期為進(jìn)一步優(yōu)化近β型鈦合金鍛造工藝提供理論依據(jù)。

1 實 驗

實驗材料為TC18鈦合金棒材，規(guī)格為φ585 mm×1090 mm，名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，相變點(diǎn)為870 ℃。TC18鈦合金棒材經(jīng)過10火次鍛造。前3火次為高溫β相區(qū)連續(xù)降溫鍛造，第4火次為兩相區(qū)鍛造，第5火次為高溫β相區(qū)鍛造，第6到第10火次為兩相區(qū)鍛造。從第1到第7火次，每火次的鍛造均是先墩粗后六方拔長，墩粗量介于30%～40%之間，拔長量介于60%～75%之間。第1、2火次鍛造溫度區(qū)間為1000～1200 ℃，第3火次鍛造溫度為950 ℃，第4火次鍛造溫度為850 ℃，第5火次鍛造溫度為930 ℃，第6、7火次鍛造溫度為830 ℃。

對不同火次鍛造后的TC18鈦合金鍛棒，從中心、0.5R(R為棒材半徑)處、邊部3個部位的軸向切取試樣。使用400#、800#、1200#、2000#、3000#砂紙逐級打磨試樣，再用5%的高氯酸酒精溶液電解拋光50 s，然后立即用腐蝕劑(配比為3vol%氫氟酸+7vol%硝酸+90vol%水)腐蝕5 s。使用TESCAN VGA3掃描電子顯微鏡(SEM)結(jié)合電子背散射衍射(EBSD)分析樣品的微觀織構(gòu)。檢測時放大倍數(shù)為80倍，步長為10 μm。采用OIM(orientation imaging microscopy)軟件處理EBSD數(shù)據(jù)，統(tǒng)計不同織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)(每一種織構(gòu)的最大偏差角為15°)。通過DEFORM軟件模擬TC18鈦合金在840 ℃和950 ℃分別墩粗40%及拔長60%的鍛造過程[16]，以研究在β單相區(qū)鍛造和兩相區(qū)鍛造中棒材中心到邊部的溫度、應(yīng)變分布差異。

2 結(jié)果與分析

2.1 鍛造過程中溫度與應(yīng)變分布

圖1給出840 ℃及950 ℃分別墩粗40%及拔長60%時，TC18鈦合金鍛件不同位置的溫度和應(yīng)變分布云圖。從圖1可以看出，840 ℃及950 ℃下墩粗40%與拔長60%，鍛件心部的應(yīng)變最大且溫度最高，0.5R處次之，邊緣應(yīng)變最小且溫度最低。840 ℃時，鐓粗時心部與0.5R處的應(yīng)變小于拔長時對應(yīng)位置的應(yīng)變。其中，墩粗時心部應(yīng)變約為0.867，拔長時心部應(yīng)變在1.10～1.30之間；墩粗時邊部應(yīng)變約為0.433，略高于拔長時邊部應(yīng)變(圖1a～1d)。950 ℃墩粗40%與拔長60%時，中心到邊部的應(yīng)變分布(圖1e～1h)與840 ℃時的情況類似。與圖1c相比，圖1g中的應(yīng)變更大，說明TC18鈦合金在高溫β相區(qū)鍛造時具有良好的熱加工性。

圖1 840 ℃及950 ℃墩粗40%和拔長60%時TC18鈦合金棒材縱剖面應(yīng)變與溫度分布云圖Fig.1 Strain and temperature nephograms of longitudinal section of TC18 titanium alloy bars by upsetting 40% and hexagonal drawing 60% at 840 ℃ and 950 ℃: (a，c) strain nephograms at 840 ℃； (b,d) temperature nephograms at 840 ℃；(e，g) strain nephograms at 950 ℃； (f,h) temperature nephograms at 950 ℃

2.2 不同火次反極圖及β相(001)極圖分析

第3、4、5、7火次不同位置β相織構(gòu)特征具有典型性，其既能反映相同位置在多火次鍛造過程中β相織構(gòu)演變在時間上的漸進(jìn)性，又能反映不同位置β相織構(gòu)演變的差異性。由于第1、2火次鍛造溫度高，鍛造時TC18鈦合金棒材中心、邊部均發(fā)生再結(jié)晶，冷卻后為取向隨機(jī)的等軸晶粒，因此不再給出對應(yīng)的組織取向圖。圖2為第3、4、5、7火次下TC18鈦合金棒材中心、0.5R處和邊部的反極圖(IPF)。因β相晶粒尺寸大，為提高統(tǒng)計數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，將4幅圖(面積約25 mm2)拼接進(jìn)行統(tǒng)計。第3火次鍛造溫度為950 ℃，鍛后中心β相晶粒發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，晶粒取向接近隨機(jī)分布，如圖2a所示；0.5R處與邊部的β相晶粒內(nèi)部有明顯的取向梯度，這說明相較于心部，溫度較低的0.5R處與邊部處的β相晶粒在鍛造及鍛后冷卻過程中難以發(fā)生再結(jié)晶，保留了鍛造過程中形成的β相形變晶粒，見圖2b、2c。第5火次也是高溫(930 ℃)單相區(qū)鍛造，鍛造溫度僅比第3火次低20 ℃，棒材中心到邊部β相晶粒沒有發(fā)生再結(jié)晶，如圖2d～2f所示。由此可知，950 ℃對應(yīng)實際鍛造過程中大規(guī)格TC18鈦合金棒材的β相再結(jié)晶溫度。雖然其不是嚴(yán)格意義的動態(tài)再結(jié)晶溫度，但此再結(jié)晶溫度有助于鈦合金“高-低-高-低”鍛造過程中溫度參數(shù)的設(shè)置，在略低于再結(jié)晶溫度(930 ℃)鍛造時，既可利用β相區(qū)良好的熱加工性，又可保留4火次鍛后形成的有利織構(gòu)<111>和<110>。這對于控制鈦合金實際組織和織構(gòu)具有重要意義。

圖3為第3、4、5、7火次下TC18鈦合金棒材中心、0.5R處和邊部的β相(001)極圖。從圖2與圖3中的d、g、j可知，第4、5、7火次鍛造后，中心位置β相織構(gòu)遺傳效應(yīng)顯著，最終β相穩(wěn)定織構(gòu)是強(qiáng)<111>及<110>織構(gòu)(前者是墩粗織構(gòu)，后者是拔長織構(gòu))。0.5R處的β相織構(gòu)遺傳效應(yīng)出現(xiàn)在第5、7火次，該位置β相穩(wěn)定織構(gòu)是強(qiáng)<110>及弱<111>織構(gòu)，見圖2與圖3中h、k。邊部β相織構(gòu)遺傳效應(yīng)不如心部與0.5R處顯著(圖2與圖3中i、l)，這可能與鍛造時邊部應(yīng)變小于心部與0.5R處有關(guān)。但邊部仍存在一定的織構(gòu)遺傳效應(yīng)，該位置最終β相穩(wěn)定織構(gòu)為強(qiáng)<111>和弱<100>織構(gòu)，二者均是典型的墩粗織構(gòu)。

圖2 第3、4、5、7火次鍛造后TC18鈦合金棒材不同位置的IPF圖Fig.2 IPF maps in different sites of TC18 titanium alloy bars after the 3rd、4th、5th、7th pass forging: (a,d,g,j) center; (b,e,h,k) 0.5R; (c,f,i,l) edge

圖3 第3、4、5、7火次鍛造后TC18 鈦合金棒材不同位置的β相(001)極圖Fig.3 (001) pole figures of β phase in different sites of TC18 titanium alloy bars after the 3rd、4th、5th、7th pass forging: (a,d,g,j) center; (b,e,h,k) 0.5R; (c,f,i,l) edge

2.3 織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)變化分析

TC18鈦合金在熱壓縮過程中主要形成<111>和<100>織構(gòu)，升高溫度、增大形變量可使<100>織構(gòu)強(qiáng)化[11]；在熱拉伸過程中會產(chǎn)生<110>織構(gòu)，且拉伸量越大越易形成<110>織構(gòu)[17]。由2.1節(jié)分析知840 ℃及950 ℃下拔長60%時，心部、0.5R處的應(yīng)變顯著大于墩粗40%時對應(yīng)位置的應(yīng)變，拔長與墩粗時邊部的應(yīng)變最小，并且墩粗時邊部的應(yīng)變略高于拔長時邊部的應(yīng)變。上述應(yīng)變特征是造成多火次鍛造過程中鍛棒不同部位織構(gòu)演變出現(xiàn)差異的主要原因。

圖4為第3、4、5、7火次鍛造后，TC18鈦合金棒材中心、0.5R處及邊部3種織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)。從圖4a、4b可以看出，棒材心部與0.5R處<100>、<110>、<111>織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)在第3到第5火次變化顯著，第5到第7火次相對較為穩(wěn)定。從第3到第5火次，心部與0.5R處<110>織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)增加，<100>織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)減少。這是由于六方拔長時心部與0.5R處的應(yīng)變較大，促進(jìn)了墩粗時形成的<100>軟取向晶粒向<110>晶粒的轉(zhuǎn)變。心部與0.5R處<111>織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)在第4到第7火次高于<100>織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)，這是由于拉伸時<111>晶粒屬于硬取向，每火次鍛造完成后相比<100>晶粒更多地保留下來。從圖4c可以看出，隨著鍛造火次的增加，邊部β相織構(gòu)變化特點(diǎn)是<100>織構(gòu)在第3到第5火次顯著減少，第5到第7火次略有回升。<111>織構(gòu)在第3到第4火次顯著減少后明顯增加，7火次后體積分?jǐn)?shù)高于<100>織構(gòu)。<110>織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)一直較小。相對心部與0.5R處而言，邊部在六方拔長時的應(yīng)變量較小，難以形成典型的拉伸型織構(gòu)，保留了典型的墩粗型織構(gòu)。隨著鍛造火次的增加，邊部<111>織構(gòu)逐漸強(qiáng)化，這是由于邊部直接與外部接觸，溫度較低，并且墩粗時邊部與心部和0.5R處相比屬于小變形區(qū)，<100>晶粒長大受到抑制。此外，由于沿<111>方向的拉伸強(qiáng)度高于<100>方向，邊部<111>織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)的增加保證了邊部的高強(qiáng)度。本實驗條件下，隨鍛造火次的增加，中心到邊部的<100>織構(gòu)受到有效抑制，后續(xù)第8到10火次鍛造的主要目的是均勻化組織或調(diào)整晶粒尺寸，織構(gòu)特征則是在第3火次低溫兩相區(qū)鍛造后基本定型，在第6、7火次兩相區(qū)鍛造后基本穩(wěn)定。

圖4 第3、4、5、7火次鍛造后TC18 鈦合金棒材各部位<100>、<110>、<111>織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)Fig.4 Volume fraction of <100>、<110>、<111> texture in different sites of TC18 titanium alloy bars after the 3rd、4th、5th、7th pass forging: (a) center; (b) 0.5R; (c) edge

3 結(jié) 論

(1) TC18鈦合金多火次鍛造過程中，通過“高(950 ℃)-低(850 ℃)-高(930 ℃)-低(830 ℃)”溫度參數(shù)與每火次鍛造時墩粗量小于六方拔長量的變形參數(shù)的配合設(shè)置，使得鍛后從中心到邊部<100>織構(gòu)極大弱化，并獲得了受力時表現(xiàn)為高強(qiáng)度的有利織構(gòu)<110>與<111>。

(2) 第3、5火次高溫β相區(qū)鍛造后，心部對應(yīng)的β相組織特征分別為再結(jié)晶組織與形變組織。950 ℃對應(yīng)TC18鈦合金鍛造時β相的再結(jié)晶溫度，β相再結(jié)晶織構(gòu)接近隨機(jī)織構(gòu)。

(3) 在β再結(jié)晶溫度以下，經(jīng)不同火次鍛造后，中心區(qū)出現(xiàn)<110>和<111>織構(gòu)遺傳，其是拔長織構(gòu)和拔長時保留下來的墩粗織構(gòu)。邊部的形變織構(gòu)是<100>和<111>，該織構(gòu)也有一定的遺傳性。邊部因拔長時形變量相對較小而保留墩粗時的壓縮織構(gòu)，但隨著鍛造火次的增加，<111>織構(gòu)增多，保證了邊部的高強(qiáng)度。