1、引言

TC18鈦合金，名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，是一種高強(qiáng)近β鈦合金，具有高比強(qiáng)度和優(yōu)異的抗沖擊、抗疲勞性能，以及良好的淬透性和焊接性，在航空領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。目前，TC18鈦合金已用于制備大型起落架和機(jī)體的關(guān)鍵承力構(gòu)件，以取代300M等超高強(qiáng)度鋼，在滿足服役性能要求的同時(shí)起到顯著的減重效果[2-3]。

TC18等近β鈦合金在加工過程中，主要通過鍛造和熱處理工藝實(shí)現(xiàn)形性協(xié)同控制，滿足構(gòu)件的形狀尺寸和組織性能要求。然而，實(shí)際鍛造過程中，由于大尺寸鍛坯的溫度和變形分布不均勻，以及多火次鍛造和熱處理的交替作用，坯料內(nèi)部極易出現(xiàn)細(xì)晶亮帶和β織構(gòu)等缺陷[4-6]。研究表明，上述缺陷直接影響鈦合金的強(qiáng)度、塑性和斷裂韌度等關(guān)鍵性能[7-9]。因此，有必要對(duì)細(xì)晶亮帶等鍛造缺陷的形成機(jī)理進(jìn)行深入研究。王少陽(yáng)等人[10]在TC4-DT鈦合金鍛件中發(fā)現(xiàn)異常的低倍亮斑組織，對(duì)該類缺陷的組織特征和力學(xué)性能進(jìn)行了表征，確認(rèn)缺陷處存在強(qiáng)取向性的大尺寸β晶粒，并探討了工藝改進(jìn)方案。Xu等人研究了TC32鈦合金鍛坯中的細(xì)晶亮帶缺陷，研究發(fā)現(xiàn)該缺陷對(duì)應(yīng)尺寸達(dá)到100mm的β立方晶粒 (<100>方向平行于鍛造方向)，且將亮帶缺陷的形成歸因于立方晶粒的異常長(zhǎng)大。顏孟奇等人[4,7]對(duì)Ti55531合金自由鍛件的亮帶缺陷進(jìn)行了系統(tǒng)研究，先后對(duì)其組織、取向特征和力學(xué)性能進(jìn)行了表征，研究了細(xì)晶亮帶缺陷對(duì)合金室溫強(qiáng)度、塑性和沖擊韌性的影響，并對(duì)亮帶缺陷的成因進(jìn)行了分析，認(rèn)為<100>取向的大尺寸β晶粒是通過相近取向的晶粒發(fā)生亞晶界合并形成的，隨著鍛造火次的增多逐漸向表面長(zhǎng)大。

綜上所述，鈦合金鍛造過程中產(chǎn)生的細(xì)晶亮帶缺陷，對(duì)服役性能存在重要影響。但是，目前關(guān)于亮帶缺陷的研究較少，其形成機(jī)制尚不明確。本研究通過特定鍛造工藝在TC18鈦合金鍛坯中引入細(xì)晶亮帶缺陷，采用多種分析方法對(duì)其宏微觀組織形貌、成分和取向特征等進(jìn)行系統(tǒng)表征，結(jié)合Gleeble熱壓縮研究細(xì)晶亮帶缺陷的形成機(jī)理，并探索減少和消除亮帶缺陷的鍛造方式。

2、實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)所用原材料為西部超導(dǎo)材料科技有限公司生產(chǎn)的TC18鈦合金250mm棒材，金相法測(cè)得相變點(diǎn)為865~870℃。在815℃連續(xù)鐓拔15火次，獲得尺寸為200mmx200mmx360mm的方坯(1#鍛坯),解剖發(fā)現(xiàn)坯料中心存在細(xì)晶亮帶缺陷。然后,取料在815℃連續(xù)鐓拔后，分別在900℃鐓拔2火次和10火次，獲得2#和3#鍛坯。

采用蔡司光鏡(OM)和Sigma500型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)表征TC18鈦合金的顯微組織形貌，并結(jié)合電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)分析其相組成和晶體取向等信息。顯微組織表征試樣研磨后采用Kroll試劑腐蝕3~5s，EBSD試樣使用二氧化硅懸浮液拋光，拋光時(shí)間約40min。

采用Gleeble熱壓縮試驗(yàn)并結(jié)合顯微組織表征，研究TC18鈦合金的形變織構(gòu)特征，以及細(xì)晶亮帶缺陷在不同加載方式下的演化過程。在2#鍛坯細(xì)晶亮帶區(qū)域分別沿正向(壓縮方向平行于鍛壓方向)和斜45°方向取樣，并與鍛坯邊緣等軸晶區(qū)域的正向壓縮試樣進(jìn)行對(duì)比分析。Gleeble熱壓縮溫度為900℃，50%變形量，應(yīng)變速率分別為0.1和0.01s^-1。

3、結(jié)果與分析

3.1顯微組織形貌

對(duì)TC18鈦合金鍛坯邊緣等軸晶和中心細(xì)晶亮帶區(qū)域進(jìn)行高倍SEM分析，其結(jié)果如圖2所示。圖2a對(duì)應(yīng)1#鍛坯邊緣區(qū)域，呈現(xiàn)典型的雙態(tài)組織，β基體中可以觀察到大量細(xì)小的片狀α相，同時(shí)均勻分布著一定量的α等軸晶粒。圖2b為1#鍛坯中心亮帶缺陷處的顯微組織，呈典型的網(wǎng)籃組織特征，細(xì)小的α片層均勻分布在整個(gè)區(qū)域中，且具有一定的擇優(yōu)取向。圖2c和2d分別為2#鍛坯邊緣及中心亮帶缺陷，呈現(xiàn)相同的網(wǎng)籃組織特征，并且亮帶區(qū)域的網(wǎng)籃組織細(xì)小均勻，α相形貌相近且存在明顯的擇優(yōu)取向，而邊緣區(qū)域可以觀察到β相晶界，沿晶界分布著粗大的α相和向晶內(nèi)生長(zhǎng)的α片層，呈一定的魏氏組織特征。此外，2#鍛坯不同區(qū)域的能譜結(jié)果表明，邊緣等軸晶和中心亮帶缺陷沒有明顯的成分差異，如表1所示。

表1 TC18鈦合金(2#鍛坯)不同區(qū)域的化學(xué)成分

Table 1 Composition of TC18 alloy(2# forging stock) in different regions(wt%)

1#鍛坯的鍛造溫度為815℃，對(duì)應(yīng)兩相區(qū)鍛造，理論上心部及邊緣均應(yīng)獲得雙態(tài)組織。然而，如圖2所示1#鍛坯細(xì)晶亮帶區(qū)域和2#鍛坯的心部及邊緣區(qū)域都是網(wǎng)籃組織，是鈦合金從β單相區(qū)冷卻后的典型組織。這一結(jié)果表明，在鍛造過程中1#鍛坯中心區(qū)域可能達(dá)到甚至超過了β相變溫度，存在顯著的變形升溫。

3.2晶體取向特征

3.3β晶粒尺寸

上述組織形貌及晶體取向結(jié)果表明，1#~3#鍛坯細(xì)晶亮帶區(qū)域的β相晶粒尺寸較大，且保持立方取向或存在<100>織構(gòu)。由于SEM和EBSD分析區(qū)域尺寸較小，并且都沒有觀察到β晶界，因此無法確定細(xì)晶亮帶區(qū)域的β晶粒尺寸。為此，在鍛坯中心取大尺寸試樣，并進(jìn)行了系統(tǒng)分析。

首先，在1#~3#鍛坯細(xì)晶亮帶區(qū)域隨機(jī)取樣，試樣截面尺寸約15mm10mm,900℃保溫2 min后淬火以消除α相的影響，然后對(duì)試樣邊角和中心區(qū)域進(jìn)行EBSD表征，位置如圖5a所示。單個(gè)分析區(qū)域尺寸約3mm x2mm，步長(zhǎng)為15μm。結(jié)果表明，在整個(gè)試樣對(duì)應(yīng)的厘米尺度內(nèi)，鍛坯細(xì)晶亮帶區(qū)域的β相取向基本一致。圖5b~5f為3#鍛坯試樣5個(gè)不同區(qū)域的{100}極圖，可以看到試樣不同區(qū)域的β相均為立方取向，每個(gè)分析區(qū)域內(nèi)部和不同區(qū)域之間整體取向差均在2°~5°。

在上述實(shí)驗(yàn)的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步增大試樣尺寸至50mm 50mm。圖6所示試樣位于2#鍛坯邊部和中心細(xì)晶亮帶的交界處，在900℃保溫2min淬火后進(jìn)行組織形貌分析。結(jié)合宏微觀分析結(jié)果可以看出，鍛坯邊部的β晶粒呈等軸狀，晶粒尺寸有一定差異，在0.2~1mm不等，而細(xì)晶亮帶區(qū)域基體表現(xiàn)為1個(gè)完整晶粒，在OM和SEM下均未觀察到晶界。亮帶區(qū)域的β立方晶粒內(nèi)部存在少量呈島狀分布的細(xì)小晶粒，晶粒尺寸與邊部等軸晶區(qū)域相近。

結(jié)合不同鍛坯的宏微觀組織表征可以得出,TC18鈦合金鍛后整個(gè)細(xì)晶亮帶區(qū)域應(yīng)為單個(gè)  β立方晶粒,晶粒尺寸在100mm以上。

4、討論

TC18鈦合金鍛坯中心的細(xì)晶亮帶缺陷即β立方晶粒的形成和長(zhǎng)大，取決于鍛造過程中的變形條件和形變機(jī)制，并受鍛造方式的影響。

4.1組織不均勻性

考慮到TC18鈦合金鍛坯亮帶缺陷與邊部區(qū)域的成分相同，而鍛后顯微組織和晶體取向存在明顯差異，因此首先分析變形條件包括溫度、應(yīng)力應(yīng)變等方面的內(nèi)外差異，進(jìn)而討論其組織不均勻性。

采用有限元法對(duì)TC18鈦合金鐓拔過程中溫度和應(yīng)變的分布及演化進(jìn)行數(shù)值模擬,參考文獻(xiàn)[14-15]中的性能數(shù)據(jù)建立簡(jiǎn)化的雙曲正弦本構(gòu)模型:

式中,  σ_p和  σ_s分別為兩相區(qū)的峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力, X對(duì)應(yīng)軟化率，  Z_p和  Z_s 分別是基于峰值應(yīng)力和穩(wěn)態(tài)應(yīng)力求得的Zener-Hollomon參數(shù)。模型中忽略了兩相變形過程中的瞬態(tài)應(yīng)變硬化和  β相變形式的不連續(xù)屈服階段，以確保流變強(qiáng)度的連續(xù)性,并采用JMAK方程描述軟化動(dòng)力學(xué)。參考文獻(xiàn)[16]可以發(fā)現(xiàn)，上述本構(gòu)模型預(yù)測(cè)的流變曲線與實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)擬合較好。

上述模擬結(jié)果表明，TC18鈦合金鍛造過程中心部和邊部區(qū)域的變形條件存在較大差異，心部塑性變形量和溫度均顯著高于邊部區(qū)域。尤其值得注意的是，鍛坯心部區(qū)域在連續(xù)鐓拔后，溫度可能升高至β相變溫度以上，而邊部仍處于兩相區(qū)溫度范圍，這可能是細(xì)晶亮帶缺陷形成的重要原因。此外，研究表明鈦合金在熱壓縮變形時(shí)，由于應(yīng)變能和溶質(zhì)元素分布的影響，會(huì)導(dǎo)致合金β相變溫度降低[17]，進(jìn)一步加劇鍛坯內(nèi)外的組織差異。因此，TC18鈦合金鍛坯變形條件尤其是溫度分布不均造成的組織不均勻性，是細(xì)晶亮帶缺陷形成的重要原因。

4.2β立方晶粒的形成

TC18鈦合金細(xì)晶亮帶缺陷為尺寸在100mm以上的β立方晶粒，與普通的晶粒異常長(zhǎng)大現(xiàn)象相比[18]，具有一定的特殊性。首先，亮帶缺陷的β晶粒具有特定取向，<100>方向平行于鍛造方向。其次，β立方晶粒尺寸遠(yuǎn)大于普通的異常長(zhǎng)大晶粒。因此，研究TC18鈦合金細(xì)晶亮帶缺陷的形成，需要綜合考慮取向演化和晶粒長(zhǎng)大。

如前文所述，鈦合金中β相在熱壓縮過程中主要產(chǎn)生<100>和<111>2種絲織構(gòu)，并且<100>織構(gòu)隨著溫度升高、應(yīng)變速率降低和應(yīng)變量的增加逐漸增強(qiáng)。圖8為TC18鈦合金在900℃不同應(yīng)變速率下熱壓縮后β相的IPF云圖，圖中豎直方向?qū)?yīng)壓縮方向。圖8a和8b中β相的主要織構(gòu)組分均為<100>和<111>織構(gòu)，且隨著應(yīng)變速率降低，<100>織構(gòu)明顯增強(qiáng)。當(dāng)應(yīng)變速率為0.1s時(shí)，<100>和<111>取向的β晶粒明顯沿水平方向拉長(zhǎng)，且內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)(主要是小角晶界，2°~10°)較少，只在晶界邊緣尤其是2種不同取向β晶粒的交界區(qū)，存在大量小角晶界和局域應(yīng)變。此時(shí)，β相的變形機(jī)制以動(dòng)態(tài)回復(fù)為主，晶粒在伸長(zhǎng)的同時(shí)形成取向織構(gòu)。隨著應(yīng)變速率降至0.01s-1，晶粒內(nèi)部小角晶界的分布更加均勻，并且不同取向β晶粒交界處出現(xiàn)一定數(shù)量的再結(jié)晶晶粒，晶粒尺寸為20~50μm，取向以<100>為主。再結(jié)晶晶粒的晶界與小角晶界網(wǎng)絡(luò)重疊，并且存在大量不連續(xù)大角晶界，如圖中箭頭所示，對(duì)應(yīng)連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶?？紤]到鍛坯為長(zhǎng)方體，且鐓拔過程中反復(fù)沿3個(gè)正交方向進(jìn)行壓縮變形，鍛坯心部<100>取向的β晶粒體積分?jǐn)?shù)會(huì)不斷增大，并最終合并形成大尺寸的立方晶粒。

TC18鈦合金鍛坯熱處理后的亞結(jié)構(gòu)如圖9所示，試樣位于鍛坯邊緣與亮帶缺陷交界處，熱處理方式為900℃/2 min/爐冷至850℃/90 min/空冷。圖9a為OM拼圖，圖中左側(cè)對(duì)應(yīng)鍛坯邊部β等軸區(qū)域，右側(cè)為細(xì)晶亮帶區(qū)域。從圖中可以看出，亮帶缺陷即β立方晶粒經(jīng)退火處理后出現(xiàn)大量亞結(jié)構(gòu)，表現(xiàn)為密集分布的黑色跡線，在遠(yuǎn)離交界處的區(qū)域呈條帶狀，形貌類似柱狀晶，整體軌跡對(duì)應(yīng)鍛坯的流變曲線，如圖中紅色虛線所示。結(jié)合圖9b~9c所示的β晶粒取向和局域取向差(KAM)分布結(jié)果，可以確定β晶粒內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)為亞晶界，且晶界取向差在0.5°左右。如圖9所示β等軸晶區(qū)的晶界較為平直，且交界處的β晶界均向亮帶區(qū)域凸起，表明熱處理過程中β等軸晶有一定程度的長(zhǎng)大，并且晶界向右側(cè)亮帶區(qū)域遷移。另外，β等軸晶內(nèi)部同樣存在一定量的亞晶界，如圖9a中紅色虛線框標(biāo)注區(qū)域，但亞晶界的數(shù)量較少，且主要分布在晶粒中心區(qū)域。

一般認(rèn)為，相比大角晶界，亞晶界的遷移更加困難[19]，因此內(nèi)部含有大量亞晶界的β立方晶粒在退火過程中難以長(zhǎng)大。此時(shí)，β等軸晶區(qū)隨機(jī)取向的晶粒發(fā)生長(zhǎng)大，晶界向四周和β立方晶粒內(nèi)部遷移，在此過程中等軸晶內(nèi)部大量亞晶界消失，只在晶粒中心存在少量殘留。這一亞晶界驅(qū)動(dòng)晶粒長(zhǎng)大的機(jī)制在Cu-Al-Mn等合金循環(huán)熱處理中存在[20],可以解釋TC18鈦合金退火后的晶粒形貌和亞結(jié)構(gòu)分布特征，以及1#~3#鍛坯隨著900℃多火次鍛造β立方晶粒尺寸的減小。但是，上述理論無法解釋大尺寸β立方晶粒最初的形成過程。因此，β立方晶粒的形成只能歸因于3個(gè)正交方向反復(fù)的壓縮變形，導(dǎo)致鍛坯心部<100>織構(gòu)不斷強(qiáng)化，最終相近取向的<100>晶粒合并成1個(gè)大尺寸的β立方晶粒。立方晶粒內(nèi)部存在大量變形亞結(jié)構(gòu)，在退火過程中形成亞晶界。

4.3鍛造方式的影響

為了驗(yàn)證鍛造方式對(duì)細(xì)晶亮帶缺陷的影響，對(duì)比分析了正向和斜45°方向壓縮條件下β立方晶粒的組織演化，其結(jié)果如圖10所示。可以看到，正向壓縮50%后，試樣中心β立方晶粒的OM形貌沒有明顯變形特征，且晶體取向完全沒有變化。產(chǎn)生這一現(xiàn)象的原因在于bcc單晶變形通過“鉛筆式滑移”進(jìn)行[21]，在此過程中滑移系相對(duì)<100>對(duì)稱，旋轉(zhuǎn)分量相互抵消，立方晶粒并不發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)。斜45°方向壓縮時(shí)，在試樣中心截面可以觀察到明顯的斜向剪切帶，整體呈菱形，如圖10b所示。對(duì)菱形右側(cè)一角進(jìn)行EBSD表征，結(jié)果見圖10d，可以發(fā)現(xiàn)剪切帶區(qū)域存在明顯的局域應(yīng)變，兩側(cè)有明顯的晶體取向差異，存在一定量的小角晶界和不連續(xù)的大角晶界。

上述結(jié)果表明，由于bcc結(jié)構(gòu)特殊的變形方式和較小的泰勒因子，在正向壓縮變形過程中，β立方晶?？梢员３秩∠虿蛔?。只有通過斜向的壓縮變形，才能夠在β立方晶粒內(nèi)部產(chǎn)生剪切變形帶，并在后續(xù)退火時(shí)通過再結(jié)晶消除細(xì)晶亮帶缺陷。因此，盡管2#和3#鍛坯在900℃進(jìn)行了多個(gè)火次的鐓拔，但由于鍛造方式仍然沿正交方向，細(xì)晶亮帶缺陷并沒有明顯改善。

5、結(jié)論

1)TC18鈦合金鍛后心部的細(xì)晶亮帶缺陷為網(wǎng)籃組織，對(duì)應(yīng)單個(gè)β晶粒，晶粒的<100>方向平行于鍛造方向，晶粒尺寸約100mm。

2)TC18鈦合金鍛造過程中，存在顯著的變形升溫，鍛坯心部的應(yīng)變量和溫度明顯高于邊部區(qū)域，是造成心部亮帶缺陷的重要原因。

3)細(xì)晶亮帶缺陷處的大尺寸β立方晶粒，是由于沿正交方向反復(fù)壓縮變形，導(dǎo)致鍛坯心部<100>織構(gòu)不斷強(qiáng)化，相近取向的<100>晶粒合并形成的。

4)由于亞晶界相比大角晶界更難遷移，在退火過程中β晶界向含大量亞晶界的立方晶粒內(nèi)部移動(dòng)，因此可以通過退火處理減小細(xì)晶亮帶缺陷尺寸。

5)β立方晶粒在正向壓縮時(shí)可以保持取向不變，為了減少甚至消除細(xì)晶亮帶缺陷，鍛造過程中需要采用對(duì)角拔長(zhǎng)或倒八方等工序，避免沿正交方向反復(fù)變形。

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（注，原文標(biāo)題：TC18鈦合金鍛造過程細(xì)晶亮帶缺陷的形成機(jī)制_劉向宏）