鄧雨亭，李四清，王 旭

(1.中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進鈦合金航空科技重點實驗室，北京 100095)(2.中國航空發(fā)動機集團先進鈦合金重點實驗室，北京 100095)

TC17鈦合金名義成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，w/%)，是一種最高使用溫度為427 ℃的高強、高韌和高淬透性的富β相兩相鈦合金[1,2]，被廣泛用于制造航空發(fā)動機風(fēng)扇和壓氣機盤件。為得到具有良好斷裂韌度和蠕變性能的TC17鈦合金鍛件，通常先在α+β兩相區(qū)多火次鍛造得到雙態(tài)組織，再經(jīng)單火次β鍛造得到網(wǎng)籃組織[3]。棒材的組織均勻性直接影響鍛件的組織和性能。組織不均勻的棒材被加熱到相變點以上，極易出現(xiàn)局部原始β晶粒粗大的問題，進而影響盤類鍛件的性能[4]。由于TC17鈦合金中含有4%的易偏析元素Cr，有較為嚴(yán)重的β斑傾向，因而大規(guī)格棒材鍛造難度較大[5,6]。隨著新一代航空發(fā)動機向風(fēng)扇和壓氣機盤級數(shù)減少、轉(zhuǎn)速增加、高溫段前移、結(jié)構(gòu)整體化發(fā)展[7]，航空發(fā)動機風(fēng)扇盤鍛件對尺寸的要求不斷增大，亟需對大規(guī)格TC17鈦合金棒材組織進行深入研究，這將對于制備組織均勻的大型整體葉盤類鍛件至關(guān)重要。

王凱旋等[8]采用β單相區(qū)開坯+兩相區(qū)多火次鍛造得到大規(guī)格TC17鈦合金棒材，利用光學(xué)顯微鏡分析了棒材不同部位的顯微組織，未發(fā)現(xiàn)不連續(xù)的晶界α相、長條α相、大塊團聚α相等異常組織，從邊緣到中心位置的β晶粒大小一致，無異常大晶粒出現(xiàn)，均勻性良好。對于TC17、TC19等后續(xù)進行β鍛造的鈦合金，需要獲取半成品棒材顯微組織中的原始β晶粒形貌，以確定顯微組織均勻性能否滿足需求。目前，普遍通過分析初生等軸α相形貌和含量等特征來判別鍛件的組織均勻性。但在實際棒材評估中發(fā)現(xiàn)，在光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡下不同部位初生α相等軸化良好，含量無明顯差異，未見較長的斷續(xù)晶界α相，且難以觀察出原始β晶界的痕跡，因而無法判定原始β晶的粒均勻程度。電子背散射衍射(electron backscatter diffraction，EBSD)技術(shù)是材料學(xué)研究的重要表征手段之一，在研究材料晶體學(xué)取向、織構(gòu)、相變及其位向關(guān)系等方面有著獨特的優(yōu)勢。本研究采用EBSD技術(shù)分析大規(guī)格TC17鈦合金棒材不同部位等軸α相和β基體相的取向分布，表征原始β晶粒并分析其組織均勻性，以期為大規(guī)格TC17鈦合金棒材鍛造工藝優(yōu)化和相關(guān)檢驗方法改進提供借鑒。

1 實 驗

實驗所用TC17鈦合金鑄錠經(jīng)3次真空自耗熔煉而成，鑄錠直徑為750 mm，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，w/%)為Al 5.23, Sn 2.07, Zr 2.01, Mo 4.10, Cr 3.90, Fe 0.05, O 0.10, Ti余量。鑄錠經(jīng)β單相區(qū)和α+β兩相區(qū)多火次鍛造得到φ500 mm棒材，采用金相法測得其(α+β)/β相轉(zhuǎn)變溫度為900 ℃。從棒材上切割30 mm厚試片，進行雙重固溶退火(840 ℃/1 h/AC+800 ℃/4 h/WC)和時效(630 ℃/8 h/AC)處理。從熱處理后試片縱剖面的心部和邊緣各取15 mm×10 mm的方形金相試樣和EBSD試樣，然后進行研磨和機械拋光處理。金相試樣用Kroll腐蝕液(5%HF+10%HNO3+85%H2O)腐蝕后，采用Leica DMI 3000M型臥式金相顯微鏡進行組織觀察。EBSD試樣經(jīng)過電解拋光(電解拋光液配比為：5vol%高氯酸、35vol%正丁醇和60vol%甲醇)后，采用配備Hikar’i XP探頭的JSM 7900F掃描電子顯微鏡進行EBSD觀察和分析，測試掃描步長為0.5 μm。利用OIM軟件對EBSD數(shù)據(jù)進行處理。

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

圖1為鍛態(tài)和熱處理態(tài)TC17鈦合金棒材不同部位的金相照片。由圖1可知，熱處理前后TC17鈦合金棒材邊部和心部的顯微組織無明顯差異，均為細小均勻的雙態(tài)組織。其中，熱處理態(tài)組織由等軸初生α相和含針狀α相的轉(zhuǎn)變β相組成(圖1c)。在α+β兩相區(qū)有較為充分的變形，由α片層集束球化形成的初生α相等軸化良好，未見朝某一方向拉長，方向性弱；未見較長的斷續(xù)晶界α相和團聚的大塊α相，難以辨別原始β晶界。邊部和心部的等軸初生α相比例無明顯差異，均為30%左右，但由于自由鍛后冷卻速度的差異，心部等軸初生α相平均晶粒尺寸約為5.4 μm，大于邊部的4.2 μm。然而，僅僅是等軸初生α相尺寸的差異并不足以導(dǎo)致棒材后續(xù)加熱到β單相區(qū)出現(xiàn)局部晶粒粗大的現(xiàn)象，需要對組織進行取向分析。

圖1 鍛態(tài)和熱處理態(tài)TC17鈦合金棒材不同部位的金相照片F(xiàn)ig.1 Metallographs in different areas of TC17 titanium alloy bar：(a) edge， as forged；(b) core， as forged； (c，d) edge，after heat treated； (e) core， after heat treated

2.2 α相和β相取向分析

TC17鈦合金棒材經(jīng)α+β兩相區(qū)多次熱變形后，β相在取向、局部織構(gòu)和晶界演變上會發(fā)生顯著的變化，相比于變形前晶體取向雜亂且出現(xiàn)很多小角度和大角度晶界[9,10]。當(dāng)TC17鈦合金加熱到相變點以上后，無論是否發(fā)生變形，原始β晶粒內(nèi)部的β相均保持同一取向[11,12]，因此本研究將TC17鈦合金棒材組織中β相取向基本相同的“宏區(qū)”認定為一個原始β晶粒。另外，本研究熱處理制度為兩相區(qū)雙重固溶和時效，不會對β相取向產(chǎn)生影響，因此僅對熱處理態(tài)的組織進行取向分析。

圖2為TC17鈦合金棒材邊部和心部的β相取向分布圖。圖3為TC17鈦合金棒材邊部和心部的β相反極圖。由圖2a可知，棒材邊部經(jīng)過充分的大變形后，整個掃描區(qū)域內(nèi)β相取向雜亂，相鄰β晶粒之間的取向差較大，大部分原始β晶粒(圖2中黑色輪廓)被顯著破碎至200 μm以下，存在<111>與棒材拔長方向平行的弱絲織構(gòu)，織構(gòu)強度僅約為1.5(圖3a)。由圖2b可知，棒材心部組織中原始β晶粒尺寸較大，大部分可達200～400 μm，β相的取向分布趨于均勻，也存在<111>與棒材拔長方向平行的弱絲織構(gòu)，但強度增加到2.5(圖3b)。因此，對于大規(guī)格TC17鈦合金棒材，即使其組織在光學(xué)顯微鏡下較為均勻，依然可能存在粗大原始β晶粒，有必要對其進行β晶粒度檢查。由于TC17鈦合金易產(chǎn)生β斑，Lütjering等[13]建議鑄錠直徑不宜超過750 mm，且需要在鑄錠熔煉后增加長時間的β單相區(qū)均勻化熱處理以改善合金元素偏析[6]。鑄錠的原始β晶粒粗大，加上TC17鈦合金兩相區(qū)變形抗力較大，在鍛造大規(guī)格棒材時，心部和邊部存在較大的變形量差異，邊部集中了較大的變形量，導(dǎo)致形成扭折狀的α相并通過增加位錯密度促進β相的連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶，等軸α相的尺寸影響了β相取向的演變，當(dāng)細小彌散的等軸α相嵌入β基體中，其可作為釘扎的“第二相粒子”，通過晶界滑動促進β相的再結(jié)晶，甚至在較高的應(yīng)變速率下，通過動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶形成更多更細小的再結(jié)晶β晶粒[9]。而心部組織由于變形量較小，加上晶粒之間的協(xié)調(diào)變形，小部分取向的晶粒變形難度大，熱變形過程中產(chǎn)生的位錯和亞晶界等較少，后續(xù)加熱使大部分變形晶粒發(fā)生回復(fù)，因而β相再結(jié)晶比例小，依舊保持了粗大的晶粒。雖然心部的變形量較小，但足以將粗大的晶界α相斷開，導(dǎo)致未見較長的斷續(xù)晶界α相和團聚的大塊α相，以至于在金相顯微鏡下難以發(fā)現(xiàn)原始β晶界的痕跡。

圖2 TC17鈦合金棒材不同部位的β相取向分布圖Fig.2 Orientation maps in different areas of β phase of TC17 titanium alloy bar: (a) edge; (b) core

圖3 TC17鈦合金棒材不同部位的β相反極圖Fig.3 Inverse pole figure(IPF) maps in different areas of β phase of TC17 titanium alloy bar:(a) edge; (b) core

圖4為TC17鈦合金棒材邊部和心部的α相取向分布圖。由圖4a、4b可知，邊部和心部組織中等軸初生α相的取向分布雜亂，宏觀區(qū)域內(nèi)均未出現(xiàn)某單一取向的等軸α相聚集，與β基體的取向無明顯聯(lián)系，適當(dāng)?shù)淖冃瘟看龠Mα片層球化為取向雜亂的等軸α相。由圖4c可知，針狀α相的取向相對雜亂，針狀α相為鍛后冷卻和時效過程中析出的次生α相，可以認為在鍛后冷卻和時效熱處理過程中，β→α相的轉(zhuǎn)變過程中發(fā)生了α相的變體選擇[14]。單個孤立的等軸初生α相內(nèi)部存在亞晶界且取向差較小(圖4c)，為小角度晶界。因此，增大心部變形量可能在等軸α相內(nèi)部形成大角度晶界甚至達到細化晶粒的效果，有機會改善因冷卻速度導(dǎo)致的等軸α相尺寸差異。

圖4 TC17鈦合金棒材不同部位的α相取向分布圖Fig.4 Orientation maps in different areas of α phase of TC17 titanium alloy bar: (a) edge; (b) core; (c) local enlarged map in Fig.4b

3 結(jié) 論

(1) 大規(guī)格TC17鈦合金棒材邊部和心部組織中初生α相等軸化良好，取向分布均勻，宏觀區(qū)域內(nèi)均未出現(xiàn)單一取向的等軸α相聚集。

(2) 邊部等軸α相晶粒尺寸明顯小于心部，鍛后冷卻速度是影響等軸α相晶粒尺寸的主要因素，邊部等軸α相內(nèi)部存在亞晶界組織，多為小角度晶界。

(3) 邊部和心部區(qū)域在光學(xué)顯微鏡下原始β晶界不明顯；通過EBSD分析可知心部組織原始β晶粒破碎程度不足，晶粒尺寸較大。對于大規(guī)格TC17鈦合金棒材，有必要增加β晶粒度檢查以規(guī)避后續(xù)出現(xiàn)粗大原始β晶粒的風(fēng)險。