彭文雅，潘 波，趙春玲,李 鋼，查小暉，油如月，季顯坤

(1.中國(guó)航發(fā)湖南動(dòng)力機(jī)械研究所, 湖南 株洲 412002)(2.中國(guó)人民解放軍31621部隊(duì), 北京 101121)

近α型高溫鈦合金是制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)的重要結(jié)構(gòu)材料，在其設(shè)計(jì)使用溫度下具有超過高溫合金和鋼的比強(qiáng)度，適合用來(lái)制造高溫服役條件下的各類靜子件和轉(zhuǎn)子件[1-5]。IMI834合金(國(guó)內(nèi)牌號(hào)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(dòng)機(jī)上成功應(yīng)用。從20世紀(jì)80年代至今，眾多研究人員對(duì)Ti150合金的合金元素作用機(jī)制[6]、組織演變[7-10]、晶體取向分布[11-13]、力學(xué)性能及變形行為特征[14-16]等進(jìn)行了較為全面和深入的研究。

為獲得滿足設(shè)計(jì)要求的力學(xué)性能，需通過熱加工和熱處理來(lái)調(diào)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(qiáng)塑性及高溫蠕變持久性能具有良好匹配。Singh等[17]對(duì)初生α相含量與拉伸變形行為的相關(guān)性進(jìn)行了分析，發(fā)現(xiàn)隨著固溶溫度的降低，初生α相體積分?jǐn)?shù)和尺寸均增加，β轉(zhuǎn)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(qiáng)度先增加后降低，因此需選擇合適的固溶溫度以獲得適當(dāng)比例的初生α相。α-Ti為密排六方結(jié)構(gòu)(hcp)，不同方向上的變形能力存在明顯差異，因此織構(gòu)對(duì)近α型高溫鈦合金的力學(xué)性能有著顯著影響。Torster等[18]研究了織構(gòu)類型對(duì)Ti150合金高溫拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)α相的(0002)晶面形成與加載方向垂直的集中取向時(shí)，拉伸強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度均較高。隨著電子背散射衍射(EBSD)等檢測(cè)技術(shù)的發(fā)展，局部晶體取向分布均勻性對(duì)鈦合金力學(xué)性能的影響得到越來(lái)越多的關(guān)注。Gey等[12]對(duì)IMI834合金鍛件不同區(qū)域的晶體取向分布進(jìn)行了分析，發(fā)現(xiàn)鍛件不同位置的織構(gòu)和微織構(gòu)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(gòu)和微織構(gòu)。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(gòu)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(diǎn)向精細(xì)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(gòu)受到越來(lái)越多的重視。這些研究集中于微織構(gòu)的表征、形成機(jī)理及其對(duì)疲勞失效行為的影響，針對(duì)微織構(gòu)與宏微觀組織的關(guān)聯(lián)性及其對(duì)拉伸性能影響的研究較少。

以Ti150合金鍛件為實(shí)驗(yàn)對(duì)象，對(duì)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(jìn)行對(duì)比研究，揭示微織構(gòu)與宏微觀組織、拉伸性能之間的關(guān)系，以期為進(jìn)一步優(yōu)化鍛造工藝、實(shí)現(xiàn)組織性能的精準(zhǔn)控制提供依據(jù)。

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)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(zhì)量分?jǐn)?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(duì)鍛件縱剖面進(jìn)行宏微觀組織及晶體取向分析。首先對(duì)鍛件縱剖面進(jìn)行低倍組織觀察，然后選邊緣、弧面和心部3個(gè)位置進(jìn)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(jìn)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(jìn)行浸蝕。在金相試樣基礎(chǔ)上反復(fù)進(jìn)行“腐蝕-拋光”，以消除表面應(yīng)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(diǎn)采集試樣的晶體取向信息，利用Channel 5軟件進(jìn)行數(shù)據(jù)處理。

在鍛件邊緣、弧面和心部3個(gè)位置沿弦向(TD)切取拉伸試樣，測(cè)試室溫和600 ℃拉伸性能。拉伸試樣平行段直徑為5 mm，標(biāo)距長(zhǎng)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(jié)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(duì)圖1所示鍛件邊緣、弧面和心部3個(gè)典型位置的金相組織進(jìn)行觀察，結(jié)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(zhuǎn)變組織基體上，體積分?jǐn)?shù)均在15%左右。采用割線法測(cè)得3個(gè)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(zhuǎn)變組織中的α板條呈編織排列，心部β轉(zhuǎn)變組織中α板條呈集束狀，貫穿整個(gè)晶粒；3個(gè)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(gè)典型位置的EBSD分析結(jié)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(zhǎng)度可達(dá)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(qiáng)的微織構(gòu)。

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(gè)“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(qiáng)度最高，弧面位置次之，心部最低，心部與邊緣的強(qiáng)度差可達(dá)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(qiáng)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(gòu)對(duì)顯微組織的影響

β轉(zhuǎn)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(kuò)散型固態(tài)相變，經(jīng)歷形核和長(zhǎng)大過程。因此，β轉(zhuǎn)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(zhǎng)大過程被抑制，容易形成方向不同的細(xì)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(gè)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(gòu)對(duì)拉伸性能的影響

根據(jù)Hall-Petch關(guān)系，材料的屈服強(qiáng)度與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至界面發(fā)生塞積所經(jīng)過的距離有關(guān)，一般認(rèn)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(cuò)在一個(gè)“宏區(qū)”中運(yùn)動(dòng)時(shí)受到的阻力有限，不足以形成較強(qiáng)的塞積，直至運(yùn)動(dòng)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(qiáng)的塞積，因此，單個(gè)“宏區(qū)”可被認(rèn)為是一個(gè)變形單元，與單個(gè)晶粒等效。由于鍛件心部存在的“宏區(qū)”寬度可達(dá)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(rèn)為心部存在粗大晶粒，導(dǎo)致其拉伸性能明顯低于邊緣和弧面區(qū)域。

此外，當(dāng)雙態(tài)組織由等軸初生α相與編織狀β轉(zhuǎn)變組織組成時(shí)，單個(gè)α板條可視為一個(gè)變形單元，位錯(cuò)穿過一個(gè)α板條后在下一板條界面處即可形成較強(qiáng)的位錯(cuò)塞積，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度增大。較強(qiáng)的微織構(gòu)導(dǎo)致α板條形成集束狀，當(dāng)雙態(tài)組織由等軸初生α相與集束狀次生α相組成時(shí)，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(gè)晶粒，因此α板條集束可被視為是一個(gè)變形單元，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至不同取向的α板條集束界面時(shí)才能形成較強(qiáng)塞積，導(dǎo)致強(qiáng)度偏低。

Ti150合金鍛件不同位置的高溫拉伸強(qiáng)度差異低于室溫拉伸強(qiáng)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(yīng)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(dòng)的3個(gè)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(dá)數(shù)倍，開動(dòng)的滑移系較少，微織構(gòu)強(qiáng)的區(qū)域變形不協(xié)調(diào)，與微織構(gòu)弱的區(qū)域強(qiáng)度差異較大；而在高溫下，3個(gè)滑移系的CRSS接近，啟動(dòng)的滑移系數(shù)目增加，微織構(gòu)影響減弱。因此，Ti150合金鍛件不同位置拉伸強(qiáng)度的差異可以通過微織構(gòu)差異得到合理解釋。

3 結(jié) 論

(1) Ti150合金鍛件為雙態(tài)組織，邊緣和弧面位置的β轉(zhuǎn)變組織由編織狀排列的α板條組成，而心部位置的β轉(zhuǎn)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(gòu)較弱，靠近心部位置的微織構(gòu)較強(qiáng)，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(gòu)的強(qiáng)弱對(duì)β→α相變過程中α相的變體選擇有明顯影響。微織構(gòu)強(qiáng)的區(qū)域易形成α板條平行排列的集束狀β轉(zhuǎn)變組織，微織構(gòu)弱的區(qū)域易形成α板條編織排列的β轉(zhuǎn)變組織。

(4) Ti150鍛件心部存在的“宏區(qū)”(即微織構(gòu))和β轉(zhuǎn)變組織中的集束狀次生α相均相當(dāng)于粗大晶粒，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)距離增大，導(dǎo)致鍛件心部位區(qū)域的強(qiáng)度明顯低于邊緣和弧面區(qū)域。