微織構對Ti150合金鍛件拉伸性能的影響

彭文雅，潘 波，趙春玲,李 鋼，查小暉，油如月，季顯坤

(1.中國航發(fā)湖南動力機械研究所, 湖南 株洲 412002)(2.中國人民解放軍31621部隊, 北京 101121)

近α型高溫鈦合金是制造航空發(fā)動機的重要結構材料，在其設計使用溫度下具有超過高溫合金和鋼的比強度，適合用來制造高溫服役條件下的各類靜子件和轉子件[1-5]。IMI834合金(國內牌號為Ti150)是IMI公司和羅羅公司聯(lián)合研制的一種600 ℃高溫鈦合金，已在Trent700、EJ200、PW350等發(fā)動機上成功應用。從20世紀80年代至今，眾多研究人員對Ti150合金的合金元素作用機制[6]、組織演變[7-10]、晶體取向分布[11-13]、力學性能及變形行為特征[14-16]等進行了較為全面和深入的研究。

為獲得滿足設計要求的力學性能，需通過熱加工和熱處理來調控鍛件的宏、微觀組織和晶體取向分布。雙態(tài)組織Ti150合金的強塑性及高溫蠕變持久性能具有良好匹配。Singh等[17]對初生α相含量與拉伸變形行為的相關性進行了分析，發(fā)現(xiàn)隨著固溶溫度的降低，初生α相體積分數(shù)和尺寸均增加，β轉變組織的尺寸和α板條厚度均減小，加工硬化率持續(xù)增加，但強度先增加后降低，因此需選擇合適的固溶溫度以獲得適當比例的初生α相。α-Ti為密排六方結構(hcp)，不同方向上的變形能力存在明顯差異，因此織構對近α型高溫鈦合金的力學性能有著顯著影響。Torster等[18]研究了織構類型對Ti150合金高溫拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)當α相的(0002)晶面形成與加載方向垂直的集中取向時，拉伸強度和疲勞強度均較高。隨著電子背散射衍射(EBSD)等檢測技術的發(fā)展，局部晶體取向分布均勻性對鈦合金力學性能的影響得到越來越多的關注。Gey等[12]對IMI834合金鍛件不同區(qū)域的晶體取向分布進行了分析，發(fā)現(xiàn)鍛件不同位置的織構和微織構均存在較為明顯的差異；分析不同區(qū)域的變形過程，發(fā)現(xiàn)較大的壓縮變形量可弱化織構和微織構。由于大規(guī)格鈦合金鍛件中不同位置的變形量差異較大，因此必然存在不同程度的微織構問題。隨著研究的深入和鍛造工藝水平的提高，高溫鈦合金鍛件組織均勻性逐步改善，研究重點向精細的晶體取向控制方面發(fā)展，尤其是隨著保載疲勞性能研究的深入[19-21]，高溫鈦合金鍛件中的微織構受到越來越多的重視。這些研究集中于微織構的表征、形成機理及其對疲勞失效行為的影響，針對微織構與宏微觀組織的關聯(lián)性及其對拉伸性能影響的研究較少。

以Ti150合金鍛件為實驗對象，對鍛件典型區(qū)域的宏微觀組織、晶體取向分布、室溫和600 ℃拉伸性能進行對比研究，揭示微織構與宏微觀組織、拉伸性能之間的關系，以期為進一步優(yōu)化鍛造工藝、實現(xiàn)組織性能的精準控制提供依據(jù)。

1 實 驗

實驗材料為經(jīng)3次真空自耗電弧熔煉的Ti150合金鑄錠，名義成分為Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.5Mo-0.7Nb-0.35Si-0.06C (質量分數(shù)，w/%)。Ti150合金鑄錠經(jīng)單相區(qū)開坯、兩相區(qū)多火次鍛造后，制成φ230 mm棒材。棒材經(jīng)兩相區(qū)改鍛、制坯，最終得到形狀及尺寸如圖1所示的鍛件。鍛件在1030 ℃保溫2 h后油冷，然后在700 ℃保溫2 h后空冷，獲得雙態(tài)組織。

圖1 Ti150合金鍛件形狀及取樣位置示意圖Fig.1 Shape of Ti150 alloy forging and schematic diagram of sampling locations

對鍛件縱剖面進行宏微觀組織及晶體取向分析。首先對鍛件縱剖面進行低倍組織觀察，然后選邊緣、弧面和心部3個位置進行金相組織觀察和晶體取向分析。低倍組織試樣采用HF、HNO3、H2O混合溶液(體積比1∶2∶50)進行腐蝕。金相試樣表面經(jīng)2000#砂紙精磨、SiO2乳濁液拋光處理后，采用HF、HNO3、H2O混合溶液(體積比1∶2∶80)進行浸蝕。在金相試樣基礎上反復進行“腐蝕-拋光”，以消除表面應力層。采用掃描電子顯微鏡(SEM)附帶的電子背散射衍射儀(EBSD)探頭逐點采集試樣的晶體取向信息，利用Channel 5軟件進行數(shù)據(jù)處理。

在鍛件邊緣、弧面和心部3個位置沿弦向(TD)切取拉伸試樣，測試室溫和600 ℃拉伸性能。拉伸試樣平行段直徑為5 mm，標距長度為30 mm，拉伸過程中屈服前變形速率為0.005 min-1，屈服后變形速率為0.05 min-1。

2 結果與討論

2.1 低高倍組織

Ti150合金鍛件縱剖面低倍組織為典型的模糊晶組織，如圖2所示。鍛件縱剖面中部區(qū)域有較為明顯的“S”形鍛造流線，靠近鍛件外緣輪廓區(qū)域的流線特征不明顯。

圖2 Ti150合金鍛件縱剖面低倍組織Fig.2 Macrostructure on AD-RD plane of Ti150 alloy forging

對圖1所示鍛件邊緣、弧面和心部3個典型位置的金相組織進行觀察，結果見圖3。從圖3可以看出，鍛件邊緣、弧面和心部均為雙態(tài)組織，等軸狀初生α相均勻分布于β轉變組織基體上，體積分數(shù)均在15%左右。采用割線法測得3個位置的原始β晶粒尺寸為80～95 μm。

從圖3還可以看出，邊緣和弧面處β轉變組織中的α板條呈編織排列，心部β轉變組織中α板條呈集束狀，貫穿整個晶粒；3個位置次生α板條厚度沒有明顯差異。

圖3 Ti150合金鍛件縱剖面不同位置的金相組織Fig.3 Metallographic structures on AD-RD plane in different locations of Ti150 alloy forging: (a) edge； (b) camber； (c) center

2.2 晶體取向

Ti150合金鍛件3個典型位置的EBSD分析結果見圖4。由圖4a、4b可見，鍛件邊緣和弧面位置的晶粒取向分布較為均勻，未見明顯的取向相近晶粒聚集。從圖4c可見,取向相近晶粒聚集而成的條帶(圖中黑色虛線所示區(qū)域)長度可達2 mm左右，寬度約500 μm。此類條帶即為“宏區(qū)”(Macro-zone)，表明組織中存在較強的微織構。

圖4 Ti150合金鍛件不同位置的晶體取向分布圖及沿弦向的反極圖Fig.4 Crystal orientation distribution maps and IPF on TD in different locations of Ti150 alloy forging: (a,d) edge； (b,e) camber； (c,f) center

圖5 心部位置各個“宏區(qū)”的弦向反極圖Fig.5 IPF on TD of different macrozones in center area: (a) zone A； (b) zone B； (c) zone C

2.3 拉伸性能

表1和表2分別是Ti150合金鍛件不同位置的室溫和高溫(600 ℃)拉伸性能。從表1可以看出，鍛件邊緣的室溫強度最高，弧面位置次之，心部最低，心部與邊緣的強度差可達80 MPa以上。600 ℃拉伸性能也表現(xiàn)出相近規(guī)律，但不同位置的強度差值較室溫明顯收窄。

表1 Ti150合金鍛件不同位置的室溫拉伸性能

表2 Ti150合金鍛件不同位置的600 ℃拉伸性能

2.4 微織構對顯微組織的影響

β轉變組織是固溶熱處理后的β相在冷卻過程中發(fā)生β→α相變形成的，該相變屬于擴散型固態(tài)相變，經(jīng)歷形核和長大過程。因此，β轉變組織中的α板條形態(tài)受冷卻速率影響較大，在快速冷卻條件下，長大過程被抑制，容易形成方向不同的細α板條，反之則容易形成較為粗大的α板條集束。本研究中，不同金相試樣的取樣位置與鍛件表面的距離相同，固溶處理后冷卻速率接近，因此α板條厚度未見明顯差異，但排列方式卻存在明顯差異，表明3個不同位置的原始β晶粒在β→α相變過程中發(fā)生了不同的變體選擇。

2.5 微織構對拉伸性能的影響

根據(jù)Hall-Petch關系，材料的屈服強度與位錯運動至界面發(fā)生塞積所經(jīng)過的距離有關，一般認為該距離為晶粒直徑或多邊形化的線尺寸。如果存在晶粒取向相近的“宏區(qū)”，位錯在一個“宏區(qū)”中運動時受到的阻力有限，不足以形成較強的塞積，直至運動到晶粒取向與該“宏區(qū)”取向差異較大的界面處才能形成較強的塞積，因此，單個“宏區(qū)”可被認為是一個變形單元，與單個晶粒等效。由于鍛件心部存在的“宏區(qū)”寬度可達500 μm左右(圖4c)，明顯高于正常等軸α相的晶粒尺寸，因此可認為心部存在粗大晶粒，導致其拉伸性能明顯低于邊緣和弧面區(qū)域。

此外，當雙態(tài)組織由等軸初生α相與編織狀β轉變組織組成時，單個α板條可視為一個變形單元，位錯穿過一個α板條后在下一板條界面處即可形成較強的位錯塞積，導致屈服強度增大。較強的微織構導致α板條形成集束狀，當雙態(tài)組織由等軸初生α相與集束狀次生α相組成時，平行排列的α板條集束因其具有相同晶體取向可視為一個晶粒，因此α板條集束可被視為是一個變形單元，位錯運動至不同取向的α板條集束界面時才能形成較強塞積，導致強度偏低。

Ti150合金鍛件不同位置的高溫拉伸強度差異低于室溫拉伸強度差異，主要是由于隨著拉伸溫度的升高，不同滑移系的臨界分切應力(critical resolved shear stress, CRSS)之間的差異減小[24]。α-Ti中基面a滑移、柱面a滑移和錐面a+c滑移是最容易開動的3個滑移系，室溫下，基面a滑移和柱面a滑移的CRSS顯著低于錐面a+c滑移，相差幅度可達數(shù)倍，開動的滑移系較少，微織構強的區(qū)域變形不協(xié)調，與微織構弱的區(qū)域強度差異較大；而在高溫下，3個滑移系的CRSS接近，啟動的滑移系數(shù)目增加，微織構影響減弱。因此，Ti150合金鍛件不同位置拉伸強度的差異可以通過微織構差異得到合理解釋。

3 結 論

(1) Ti150合金鍛件為雙態(tài)組織，邊緣和弧面位置的β轉變組織由編織狀排列的α板條組成，而心部位置的β轉變組織由α板條集束組成。

(2) Ti150合金鍛件邊緣和弧面位置的微織構較弱，靠近心部位置的微織構較強，表現(xiàn)為由相近晶體取向晶粒聚集而成的條帶狀“宏區(qū)”。

(3) Ti150合金鍛件中微織構的強弱對β→α相變過程中α相的變體選擇有明顯影響。微織構強的區(qū)域易形成α板條平行排列的集束狀β轉變組織，微織構弱的區(qū)域易形成α板條編織排列的β轉變組織。

(4) Ti150鍛件心部存在的“宏區(qū)”(即微織構)和β轉變組織中的集束狀次生α相均相當于粗大晶粒，使位錯運動距離增大，導致鍛件心部位區(qū)域的強度明顯低于邊緣和弧面區(qū)域。