顏孟奇,1, 陳立全2, 楊平2, 黃利軍1, 佟健博1, 李煥峰1, 郭鵬達(dá)1

鈦合金具有比強(qiáng)度高、抗疲勞、耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，在航空、航天、兵器、石油、化工等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1~3]。航空鍛件的大型化、整體化可提高飛機(jī)結(jié)構(gòu)及發(fā)動機(jī)的使用壽命及安全可靠性、降低結(jié)構(gòu)重量、縮短制造周期，是鈦合金制造技術(shù)重要的發(fā)展方向[4,5]。但同時，由于尺寸效應(yīng)造成的鈦合金大型鍛件的均勻性及穩(wěn)定性問題接踵而至。一方面，制備鍛件所用的鈦合金大規(guī)格棒材往往存在低倍組織粗大且不均勻的問題[6,7]；另一方面，棒材心部易形成強(qiáng)烈的{100}β織構(gòu)[8,9]。這些缺陷容易遺傳到鍛件中，對鍛件的性能造成不利影響[8]，威脅鍛件的安全使用。國內(nèi)針對鈦合金大型制件的均勻性控制主要圍繞“工藝-組織-性能”3者關(guān)系開展研究工作，形成了有效的組織均勻性控制方法[10~13]，但織構(gòu)控制及檢測尚未納入材料質(zhì)量評價體系。如何建立起熱加工工藝與鈦合金織構(gòu)演變規(guī)律之間的關(guān)系，并形成有效的織構(gòu)預(yù)測及控制方法成為亟需解決的問題。

眾所周知，鈦合金主要由bcc結(jié)構(gòu)的β相和hcp結(jié)構(gòu)的α相構(gòu)成，β相→α相的擴(kuò)散型相變嚴(yán)格遵循{0002}α //{110}β、<$\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}$>α //<111>β的取向關(guān)系，即Burgers關(guān)系。1個β相晶粒最多可產(chǎn)生12種取向α相的變體。針對TC4和Ti-21S (Ti-15Mo-3Nb-3Al-0.21Si，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)鈦合金的β區(qū)退火的研究[14~16]表明，原始β相的晶粒尺寸越大，α相的變體選擇越明顯，退火后的兩相織構(gòu)也越強(qiáng)烈；原始β相的初始織構(gòu)越強(qiáng)，α相的變體選擇也越明顯。因此，在熱加工過程中，無論α鈦合金、α + β鈦合金和β鈦合金，β相的組織及織構(gòu)都會對材料最終的性能產(chǎn)生一定程度的影響[17]。

本文作者[18]前期針對TC18鈦合金不同溫度下β相的組織及織構(gòu)演變規(guī)律的研究表明，β相在相變點(diǎn)以下的保溫過程中主要發(fā)生回復(fù)及晶粒長大，其織構(gòu)特征不發(fā)生變化；在相變點(diǎn)以上保溫，則會發(fā)生再結(jié)晶。而大部分鈦合金的熱處理都在相變點(diǎn)以下完成，因此只有熱變形才能對其β相的織構(gòu)組分進(jìn)行調(diào)整。對TA15鈦合金熱壓縮過程中的組織、織構(gòu)演變研究[19~21]表明，α相在單相區(qū)壓縮時主要以動態(tài)回復(fù)為主，在兩相區(qū)則以動態(tài)再結(jié)晶為主，變形溫度和應(yīng)變速率越高，α相織構(gòu)越弱。由于TA15鈦合金的β相較少，該研究并沒有對β相的織構(gòu)演變進(jìn)行細(xì)致分析。

本工作利用金相及電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)，觀察TC18鈦合金在熱變形后β相的組織及織構(gòu)特征以及伴隨的變形、動態(tài)回復(fù)、動態(tài)再結(jié)晶、晶粒長大行為。目的是研究熱變形參數(shù)(變形方式、變形溫度、變形量、應(yīng)變速率、保溫時間)對TC18鈦合金β相組織及織構(gòu)演變規(guī)律的影響，為實(shí)現(xiàn)鈦合金熱變形的織構(gòu)控制提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)所用材料為直徑300 mm TC18鈦合金棒材，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，相變點(diǎn)為870℃。通過線切割在棒材橫截面心部位置沿棒材縱向(L向)截取多個直徑8 mm、長12 mm的試樣。使用Gleeble 1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對試樣進(jìn)行壓縮及拉伸實(shí)驗(yàn)，其中變形方向與L向平行，變形完成后水冷，具體使用的熱變形參數(shù)見表1。將棒材心部原始試樣沿L向縱剖、熱變形后的試樣沿變形方向縱剖，并拋光、侵蝕后，使用配備EBSD探頭的Ultra 55場發(fā)射掃描電鏡(SEM)和Channel 5取向分析軟件觀察并分析試樣的組織及織構(gòu)特征。

表1   熱模擬實(shí)驗(yàn)中使用的熱變形參數(shù)

Table 1  Parameters used in thermal simulation

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2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 棒材心部的組織及織構(gòu)特征

圖1為直徑300 mm TC18鈦合金棒材橫截面心部組織的SEM像。可以看出，心部組織由殘余β相、短棒狀的αp (初生α相)、針狀的αs (次生α相)以及沿原始β相晶界析出的晶界α相構(gòu)成。其中晶界α相呈不連續(xù)分布，但基本可以勾勒出原始β相的形狀。

圖1

圖1   直徑300 mm TC18鈦合金棒材橫截面心部組織的SEM像

Fig.1   Low (a) and high (b) magnified SEM images of center cross section in diameter 300 mm TC18 titanium alloy bar

圖2為直徑300 mm TC18鈦合金棒材橫截面心部β相的取向分布圖。可以看出，棒材心部的β相沿L向伸長，其尺寸均勻性較差，部分大晶粒內(nèi)部存在較大的取向差，體現(xiàn)出變形或回復(fù)狀態(tài)的特征。β相的織構(gòu)以{110}織構(gòu)為主，是典型的bcc結(jié)構(gòu)晶體的拉伸織構(gòu)。需要說明的是，由于掃描區(qū)域較大、α相與β相尺寸差異大，為兼顧效率，本工作所有的EBSD數(shù)據(jù)均在測試及數(shù)據(jù)處理階段忽略了α相的存在。這樣雖然會引起一定的偏差，但不會對β相組織及織構(gòu)特征的表征造成影響。

圖2

圖2   直徑300 mm TC18鈦合金棒材橫截面心部β相的組織及織構(gòu)特征

Fig.2   β phase textures of center cross section in diameter 300 mm TC18 titanium alloy bar

2.2 熱壓縮溫度對β相組織及織構(gòu)的影響

圖3為TC18鈦合金在不同變形溫度保溫15 min、變形量50%、應(yīng)變速率0.1 s-1熱壓縮后β相的取向分布圖。可以看出，β相主要形成{100}與{111}織構(gòu)，是2種典型的bcc結(jié)構(gòu)晶體的壓縮織構(gòu)。在單相區(qū)壓縮時(890~970℃)，β相沿垂直變形方向趨近扁平狀分布，而且隨著溫度升高，{100}晶粒逐漸增多，見圖3d~f。在兩相區(qū)壓縮時(770~840℃)，由于α相的存在對β相的變形有阻礙作用，因此β相的拉長方向并非嚴(yán)格垂直于變形方向，但隨著溫度升高α相逐漸減少，拉長的趨勢愈發(fā)明顯；另一方面，隨著溫度升高，{100}織構(gòu)也在逐漸增強(qiáng)，如圖3a~c所示。

圖3

圖3   TC18鈦合金在不同變形溫度保溫15 min、變形量50%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的取向分布圖

Fig.3   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot compression at 770oC (a), 820oC (b), 840oC (c), 890oC (d), 920oC (e), and 970oC (f) with 15 min holding, 50% reduction, and 0.1 s-1 strain rate

在使用Channel 5軟件處理數(shù)據(jù)時，設(shè)定亞晶界判定角度θc為2°，晶界判定角度θGB為10°。即當(dāng)晶粒中的平均取向差θ0 > 2°，且不存在亞晶時，晶粒被定義為變形晶粒(紅色)；當(dāng)晶粒中存在亞晶，每個亞晶中的θ0 > 2°，而亞晶之間的取向差θi > 2°時，晶粒被定義為回復(fù)晶粒(黃色)；當(dāng)晶粒中的θ0 ≤ 2°時，晶粒被定義為再結(jié)晶晶粒(藍(lán)色)。圖4為TC18鈦合金在不同溫度保溫15 min、變形量50%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下壓縮后，β相的回復(fù)再結(jié)晶晶粒分布圖。可以看出，TC18鈦合金在該熱壓縮條件下產(chǎn)生的動態(tài)再結(jié)晶很少，其晶粒主要處在變形或回復(fù)狀態(tài)，因此形成的織構(gòu)類型也主要為變形織構(gòu)。總的趨勢是，隨著變形溫度的升高，β相的再結(jié)晶晶粒與回復(fù)晶粒逐漸增多，變形晶粒逐漸減少。

圖4

圖4   TC18鈦合金在不同溫度保溫15 min、變形量50%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的回復(fù)再結(jié)晶

Fig.4   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot compression at 770oC (a), 820oC (b), 840oC (c), 890oC (d), 920oC (e), and 970oC (f) with 15 min holding, 50% reduction, and 0.1 s-1 strain rate

2.3 熱壓縮變形量對β相組織及織構(gòu)的影響

圖5為TC18鈦合金在840及890℃保溫15 min、應(yīng)變速率0.1 s-1、不同變形量熱壓縮后β相的取向分布圖。可以看出，β相仍為{100}與{111}織構(gòu)。在單相區(qū)壓縮時(890℃)，隨著變形量增加，β相由等軸狀逐漸向扁平狀發(fā)展，{100}織構(gòu)逐漸增強(qiáng)，見圖5c、d和5d。在兩相區(qū)壓縮時(840℃)，雖有初始β相組織的影響以及α相的阻礙作用，但也基本也遵從{100}織構(gòu)隨變形量增加而增強(qiáng)的規(guī)律，如圖5a、c和5b所示。隨著熱壓縮變形量增大，再結(jié)晶的β相數(shù)量有所增加，但β相仍以回復(fù)及變形狀態(tài)為主，見圖4c、4d和6。

圖5

圖5   TC18鈦合金在840和890℃保溫15 min、0.1 s-1應(yīng)變速率條件下不同變形量壓縮后β相的取向分布圖

Fig.5   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 30% (a), 840oC, 70% (b), 890oC, 30% (c), and 890oC, 70% (d) with 15 min holding and 0.1 s-1 strain rate

圖6

圖6   TC18鈦合金在840和890℃保溫15 min、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下不同變形量壓縮后β相的回復(fù)再結(jié)晶

Fig.6   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 30% (a), 840oC, 70% (b), 890oC, 30% (c), and 890oC, 70% (d) with 15 min holding and 0.1 s-1 strain rate

2.4 熱壓縮應(yīng)變速率對β相組織及織構(gòu)的影響

圖7為TC18鈦合金在840及890℃保溫15 min、變形量50%、不同應(yīng)變速率熱壓縮后β相的取向分布圖。可以看出，在單相區(qū)壓縮時(890℃)，隨著應(yīng)變速率的降低，β相的{100}織構(gòu)逐漸增強(qiáng)而{111}織構(gòu)逐漸減弱，見圖7d~f和圖3d。在兩相區(qū)壓縮時(840℃)，這一規(guī)律并不明顯，而且變形晶粒形狀也不規(guī)則，這主要還是受到α相阻礙作用的影響，見圖7a~c和圖3c。此外，隨著應(yīng)變速率降低，非典型取向增多，晶粒內(nèi)局部取向梯度增大，其主要原因是應(yīng)變速率降低導(dǎo)致變形時間延長、變形抗力降低，晶體有充分的時間轉(zhuǎn)到相對穩(wěn)定的取向上。在單相區(qū)壓縮(890℃)時，應(yīng)變速率越低，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的β相晶粒較多，如圖8d~f和圖4d所示；在兩相區(qū)變形時(840℃)，這一規(guī)律則不明顯，見圖8a~c和圖4c。

圖7

圖7   TC18鈦合金在840和890℃保溫15 min、變形量50%條件下不同應(yīng)變速率壓縮后β相的取向分布圖

Fig.7   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 0.01 s-1 (a), 840oC, 1 s-1 (b), 840oC, 10 s-1 (c), 890oC, 0.01 s-1 (d), 890oC, 1 s-1 (e), and 890oC, 10 s-1 (f) with 15 min holding and 50% reduction

圖8

圖8   TC18鈦合金在840和890℃保溫15 min、變形量50%條件下不同應(yīng)變速率壓縮后β相的回復(fù)再結(jié)晶

Fig.8   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 0.01 s-1 (a), 840oC, 1 s-1 (b), 840oC, 10 s-1 (c), 890oC, 0.01 s-1 (d), 890oC, 1 s-1 (e), and 890oC, 10 s-1 (f) with 15 min holding and 50% reduction

2.5 熱壓縮前保溫時間對β相組織及織構(gòu)的影響

圖9為在840和890℃保溫不同時間、變形量50%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的取向分布圖。可以看出，熱壓縮前保溫時間對β相織構(gòu)影響不大，仍以{100}織構(gòu)和{111}織構(gòu)為主。隨著保溫時間的延長，晶粒變得更寬大，說明初始β相晶粒在不斷長大，見圖3c、3d和9。而初始β相晶粒尺寸的增加，使β相更容易發(fā)生動態(tài)回復(fù)，而對動態(tài)再結(jié)晶影響不大，見圖4c、4d和10。

圖9

圖9   TC18鈦合金在840和890℃保溫不同時間、變形量50%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的取向分布圖

Fig.9   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 30 min (a), 840oC, 45 min (b), 890oC, 30 min (c), and 890oC, 45 min (d) with 50% reduction and 0.1 s-1 strain rate

圖10

圖10   TC18鈦合金在840和890℃保溫不同時間、變形量50%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的回復(fù)再結(jié)晶

Fig.10   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 30 min (a), 840oC, 45 min (b), 890oC, 30 min (c), and 890oC, 45 min (d) with 50% reduction and 0.1 s-1 strain rate

2.6 熱拉伸溫度對β相組織及織構(gòu)的影響

圖11為不同溫度保溫15 min、變形量25%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下拉伸后β相的取向分布圖。可以看出，在兩相區(qū)拉伸時(770和840℃)，β相沿變形方向有較大角度的傾轉(zhuǎn)，同時晶粒內(nèi)部存在較大的取向差，其主要織構(gòu)類型為{110}織構(gòu)，為bcc結(jié)構(gòu)晶體典型的拉伸織構(gòu)，見圖11a和b；拉伸后形成了少量的再結(jié)晶晶粒，回復(fù)和變形狀態(tài)的晶粒仍占多數(shù)，見圖12a和b。在單相區(qū)拉伸時(890和920℃)，由于部分晶粒發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，因此β相等軸化程度提高，其織構(gòu)特征也由以{110}織構(gòu)為主變?yōu)闊o明顯織構(gòu)，見圖11c、11d、12c和12d。

圖11

圖11   TC18鈦合金在不同溫度保溫15 min、變形量25%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下拉伸后β相的取向分布圖

Fig.11   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot stretching at 770oC (a), 840oC (b), 890oC (c), and 920oC (d) with 15 min holding, 25% reduction, and 0.1 s-1 strain rate

圖12

圖12   TC18鈦合金在不同溫度保溫15 min、變形量25%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下拉伸后β相的回復(fù)再結(jié)晶

Fig.12   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot stretching at 770oC (a), 840oC (b), 890oC (c), and 920oC (d) with 15 min holding, 25% reduction, and 0.1 s-1 strain rate

2.7 熱拉伸變形量對β相組織及織構(gòu)的影響

圖13為840℃保溫15 min、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下不同變形量拉伸后β相的取向分布圖。可以看出，在兩相區(qū)拉伸時，隨著變形量的增大，β相逐漸沿變形方向拉長，{110}織構(gòu)也逐漸增強(qiáng)，見圖11b和13。在該溫度拉伸時，β相動態(tài)再結(jié)晶的數(shù)量隨變形量的增大而增加，但仍以動態(tài)回復(fù)為主，見圖12b和14。值得注意的是，當(dāng)拉伸變形量為100%時，β相動態(tài)再結(jié)晶時出現(xiàn)了接近{100}取向的晶粒。

圖13

圖13   TC18鈦合金在840℃保溫15 min、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下不同變形量拉伸后β相的取向分布圖

Fig.13   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot stretching at 35% (a), 60% (b), and 100% (c) with 840oC,15 min holding, and 0.1 s-1 strain rate

圖14

圖14   TC18鈦合金在840℃保溫15 min、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下不同變形量拉伸后β相的回復(fù)再結(jié)晶

Fig.14   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot stretching at 35% (a), 60% (b), and 100% (c) with 840oC,15 min holding, and 0.1 s-1 strain rate

3 分析討論

3.1 熱變形中β相的軟化機(jī)制及其影響因素

晶體在熱變形過程中的軟化機(jī)制包括動態(tài)再結(jié)晶和動態(tài)回復(fù)，其中，動態(tài)再結(jié)晶是實(shí)現(xiàn)組織細(xì)化的重要手段。在動態(tài)回復(fù)過程中，部分位錯通過交滑移和攀移與異號位錯相互抵消，造成形變儲存能不斷消耗；而動態(tài)再結(jié)晶則需要形變儲存能達(dá)到臨界值才能發(fā)生；因此，2者存在競爭關(guān)系。具有高層錯能的Ti及鈦合金在熱變形過程中，主要發(fā)生動態(tài)回復(fù)，但在特殊條件下(高溫高應(yīng)變速率[22,23]、中溫低應(yīng)變速率[24]、低溫高應(yīng)變速率[25]等)也可以觀察到動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。由實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，TC18鈦合金的β相在熱變形中發(fā)生了動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，主要以動態(tài)回復(fù)為主。而變形方式、變形溫度、變形量、應(yīng)變速率、變形前的保溫時間均會對動態(tài)再結(jié)晶晶粒的比例有所影響。在單相區(qū)或兩相區(qū)壓縮時，隨著溫度和變形量提高、應(yīng)變速率和保溫時間降低，動態(tài)再結(jié)晶比例升高；在熱拉伸時，隨著溫度及變形量提高，動態(tài)再結(jié)晶比例升高。在熱壓縮以及兩相區(qū)拉伸時，新的動態(tài)再結(jié)晶晶粒主要在β晶粒的晶界處形核，表現(xiàn)出不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶的特征；在單相區(qū)拉伸時，隨著變形量增大，弓彎形核的現(xiàn)象逐漸減少，開始形成均勻的再結(jié)晶晶粒，表現(xiàn)出連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶的特征。在920℃保溫15 min、變形量25%、應(yīng)變速率0.1 s-1條件下拉伸后，β相的連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶已經(jīng)成為主導(dǎo)，見圖12d。

3.2 熱變形后β相組織及織構(gòu)的主要影響因素

變形方式主要影響熱變形后β相的形貌及織構(gòu)類型。熱壓縮后，β相軟化機(jī)制以動態(tài)回復(fù)為主，因此β相晶粒趨近于沿垂直變形方向拉長，形成的主要織構(gòu)類型為典型壓縮織構(gòu){100}及{111}。在兩相區(qū)拉伸后，β相仍以動態(tài)回復(fù)為主，β相晶粒趨近于沿平行變形方向拉長，其主要織構(gòu)類型為典型拉伸織構(gòu){110}；在單相區(qū)拉伸后，隨著溫度升高，動態(tài)再結(jié)晶的比例明顯提升，β相等軸化程度提高，織構(gòu)則由{110}織構(gòu)向無織構(gòu)發(fā)展。

變形溫度、變形量和應(yīng)變速率主要影響熱變形后β相各織構(gòu)組分比例。在單相區(qū)壓縮時，隨著變形溫度升高、變形量提高、應(yīng)變速率降低，{100}織構(gòu)比例逐漸提高、{111}織構(gòu)比例逐漸降低；在兩相區(qū)壓縮時，隨著變形溫度升高、變形量提高，{100}織構(gòu)比例逐漸提高、{111}織構(gòu)比例逐漸降低；在兩相區(qū)拉伸時，隨著變形量提高，{110}織構(gòu)比例逐漸提高。變形前保溫時間主要影響熱變形后β相的尺寸。保溫時間越長，熱壓縮后β相的尺寸越大。

4 結(jié)論

(1) TC18鈦合金在熱壓縮及兩相區(qū)熱拉伸時，β相均以動態(tài)回復(fù)為主，部分晶粒發(fā)生不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶；在單相區(qū)熱拉伸時，隨著溫度升高，β相的連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶逐漸成為主導(dǎo)。

(2) TC18鈦合金在熱壓縮后，主要形成{100}及{111}織構(gòu)，在熱拉伸后，主要形成{110}織構(gòu)；在單相區(qū)壓縮時，隨著變形溫度升高、變形量提高、應(yīng)變速率降低，{100}織構(gòu)比例提高、{111}織構(gòu)比例降低；在兩相區(qū)壓縮時，隨著變形溫度升高、變形量提高，{100}織構(gòu)比例提高、{111}織構(gòu)比例降低；在兩相區(qū)拉伸時，隨著變形量提高，{110}織構(gòu)比例逐漸提高。

來源--金屬學(xué)報