TC18 鈦合金鍛造異常組織分析

文/袁戰(zhàn)軍·陜西宏遠航空鍛造有限責任公司

鍛件的大型化已成為必然趨勢，從而導致鍛造過程中應力場、溫度場不均勻問題更加突出，加之鍛造多為簡單的單一方向拉伸或壓縮變形，鍛件不同位置的組織及織構(gòu)差異愈加明顯。TC18 鈦合金名義成分為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(wt%)，作為一種典型的近β 型鈦合金，具有高強度、高韌性、良好的淬透性和塑性等特點，被廣泛用于殼體、發(fā)動機等艦船構(gòu)件及承力框架、起落架、翼梁等飛機大型承力構(gòu)件。因該合金β 穩(wěn)定元素含量較多，且采用準β 鍛工藝成形，鍛造過程參數(shù)控制較難，在實際鍛造過程中很容易出現(xiàn)β 斑、微織構(gòu)等不均勻組織，從而對鍛件組織性能造成一定影響。本文主要對實際生產(chǎn)中出現(xiàn)的TC18 鈦合金鍛造異常組織進行分析討論并確定形成原因，為現(xiàn)實生產(chǎn)提供一定借鑒作用。

異常區(qū)域顯微組織分析

首先選取TC18 鈦合金鍛件低倍組織異常區(qū)域標記并切取樣品，再對樣品進行了顯微組織分析，樣品異常區(qū)域經(jīng)研磨拋光浸蝕后的組織宏觀形貌如圖1 所示。圖中橫向?qū)懠L度方向，即原棒材縱向。在樣品異常區(qū)域的上下人工劃出兩條細黑直線為標記，使得異常區(qū)域位于上下兩條標記線之間。從圖中可以看出：異常區(qū)域顏色與正常區(qū)域相比主體呈灰色，個別區(qū)域呈白色，寬度約為2 ～3mm。

圖2 為異常區(qū)域與正常區(qū)域的顯微組織。可以看到：異常區(qū)域和正常區(qū)域均為α 針按一定位向編織且分布在轉(zhuǎn)變β 基體上的網(wǎng)籃狀組織，α 針同樣細小致密，為典型的準β 鍛造組織，具有良好的強韌匹配性能；兩個區(qū)域界面為不連續(xù)分布在原始β 晶界上的α 相，在低倍觀察時可看到正常區(qū)域的針狀α 相數(shù)量比異常區(qū)域略多，但高倍觀察下無任何區(qū)別。綜上，異常區(qū)域與正常區(qū)域相比，針狀或短棒狀α 相數(shù)量略少，組織形態(tài)與正常區(qū)域相同。

圖2 異常區(qū)域與正常區(qū)域的顯微組織形貌對比

電子背散射衍射分析

通過電子背散射衍射分析技術(EBSD)對異常區(qū)域和正常區(qū)域的晶粒取向、相分布等信息進行了分析。

圖3 為50 倍放大倍率下的異常區(qū)域和正常區(qū)域的晶粒取向分布圖和β 相反極圖分布圖，圖中上部為正常區(qū)域，下部為異常區(qū)域。在晶粒取向圖中不同取向的晶粒使用不同的顏色來表示，可以看到異常區(qū)域和正常區(qū)域不存在明顯的界面，并且無序的顏色分布表明無論是異常區(qū)域還是正常區(qū)域，其α 和β 相均不存在明顯的取向，也不存在同一位向的原始β晶粒簇。此外，從中也可以看出原始β 晶粒簇的尺寸也是相近的。β 相反極圖分布圖則為一種將空間中的晶粒取向進行簡化的織構(gòu)表示方法，將復雜的織構(gòu)取向分為三個方向來表示。從圖3 中的β 相反極圖分布圖(β 相X 方向投影)可以看到，異常區(qū)域的晶粒X 方向大多以一個方向為主(紅色區(qū)域)，但這并不代表該處為一個大的原始β 晶粒簇，只能證明該處β 相的X 向大多朝向一個方向。

圖3 異常區(qū)域和正常區(qū)域的α 和β 晶粒取向分布圖 (50×)

圖4 為200 倍放大倍率下的異常區(qū)域晶粒取向分布圖和β 相反極圖分布圖，圖5 為50 倍放大倍率下的正常區(qū)域晶粒取向分布圖和β 相反極圖分布圖。從晶粒取向分布圖中可以看到異常區(qū)域和正常區(qū)域的α 針都很均勻細小，分布密度相同；從β 相反極圖分布圖可以看到異常區(qū)域中的β 相反極圖分布與圖3 一致，而正常區(qū)域的β 相反極圖分布則具有2 ～3個明顯的方向。

圖4 異常區(qū)域的α 和β 晶粒取向分布圖(200×)

圖5 正常區(qū)域的α 和β 晶粒取向分布圖(50×)

綜上所述，可從EBSD 實驗判斷出異常區(qū)域和正常區(qū)域中的α 針分布密度相近，原始β 晶粒尺寸相近，原始β 晶粒均沒有明顯的晶粒位向，但條狀異常區(qū)域內(nèi)部的晶粒的X 方向大多指向同一方向，表明該處區(qū)域存在弱織構(gòu)。

異常區(qū)域微區(qū)成分分析

首先使用掃描電鏡對異常區(qū)域和正常區(qū)域進行了能譜分析，分別在左上異常區(qū)域和右下正常區(qū)域選取了7 個點進行成分分析，加速電壓為15kV，定量分析進行歸一化修正處理，由于α 和β 穩(wěn)定元素在α 和β 相中的溶解度不同，部分點成分超出標準是因為點的位置可能恰好位于較多α相或較多β相中，并不代表棒材成分不合格，結(jié)果如圖6 所示。從平均值中可以看出兩個區(qū)域的成分無明顯差別，主元素成分含量差異均在±3%以內(nèi)。

圖6 異常區(qū)域和正常區(qū)域的掃描電鏡能譜成分點分析

為了驗證異常區(qū)域與正常區(qū)域之間是否存在成分差異，選擇使用電子探針和波譜方法進行成分分析，其對成分分析的準確度顯著高于掃描電鏡配備的能譜儀。

圖7 為異常區(qū)域和正常區(qū)域的電子探針面掃描分析各元素結(jié)果，其中上部為異常區(qū)域，下部為正常區(qū)域，加速電壓為15kV，束流為20nA。從結(jié)果中可以看到，TC18 鈦合金中主要的β 穩(wěn)定元素V、Mo、Cr和Fe 元素以及α 穩(wěn)定元素Al 和O 在異常區(qū)域和正常區(qū)域分布較為均勻。由于Al 和β 穩(wěn)定元素在α相和β 相中的溶解度不同，因此特別是在兩者界面上的長條α 相中含量會有差別，這屬于正常現(xiàn)象。

圖7 異常區(qū)域和正常區(qū)域的電子探針面掃描分析

通過能譜和電子探針的分析可以確定，在異常區(qū)域和正常區(qū)域之間并不存在明顯的成分不均勻分布現(xiàn)象。

分析與討論

異常區(qū)域形貌成因分析

通過異常區(qū)域位置、尺寸和形貌觀察可以發(fā)現(xiàn)該異常區(qū)域具有一定的長度，并沿棒材原縱截面方向呈條狀分布，考慮到后續(xù)棒料鍛造的變形量及變形方向等因素，可以推斷該異常區(qū)域產(chǎn)生于棒料鍛造之前，并在鍛造過程中沿材料延伸方向伸長。

異常區(qū)域類型定義

從形態(tài)上來看，異常區(qū)域形貌呈條狀；從組織上來看，異常區(qū)域內(nèi)顯微組織由細小均勻的α 針及轉(zhuǎn)變β 基體組成，并與正常區(qū)域無顯著區(qū)別；從晶粒尺寸上來看，正常區(qū)域內(nèi)α 針寬度略高于異常區(qū)域，原始β 晶粒尺寸則與正常區(qū)域無明顯差別。此外，在光學顯微鏡觀察狀態(tài)和二次電子像觀察狀態(tài)下，異常區(qū)域與正常區(qū)域組織均難以區(qū)分，這也表明異常區(qū)域在形貌上與正常區(qū)域差別較小。

能譜分析結(jié)果的平均值和電子探針的面分布分析結(jié)果表明，異常區(qū)域和正常區(qū)域中的主要β 穩(wěn)定元素V、Mo、Cr 和Fe 元素以及α 穩(wěn)定元素Al 和O 無顯著差別，這證明該條狀異常區(qū)域非冶金類型缺陷。

EBSD 分析實驗表明異常區(qū)域和正常區(qū)域不存在明顯界面，其內(nèi)部α 晶粒均不存在明顯的取向分布。但是從β 相反極圖分布圖中可以看到異常區(qū)域原始β 晶粒簇內(nèi)部的β 基體的X 向大多朝向同一個方向，但這不代表該處為一個大的原始β 晶粒簇。而正因為其內(nèi)部β 基體的X 向朝向同一個方向，在后續(xù)的低倍檢驗中經(jīng)酸蝕后，其異常區(qū)域?qū)梢姽獾姆瓷渚哂幸欢ǖ囊?guī)律性，肉眼觀察呈條狀分布。

綜上所述，該異常區(qū)域組織類型應為具有特定取向分布的弱織構(gòu)條狀異常組織。

異常區(qū)域成因分析

根據(jù)以上實驗分析結(jié)果，可以判定異常區(qū)域與正常區(qū)域的組織類型、α 針尺寸、原始β 晶粒簇尺寸、微區(qū)成分均無顯著區(qū)別。首先微區(qū)成分分析結(jié)果證明異常區(qū)域與周圍區(qū)域相比各元素成分分布均無明顯差別，可以排除真空自耗熔煉過程中引起的冶金類型缺陷；其次異常區(qū)域的原始β 晶粒簇的尺寸與周圍區(qū)域相比無明顯差別，證明該區(qū)域在單相區(qū)鍛造時原始β 晶粒已經(jīng)經(jīng)過較為充分的破碎，可以排除開坯鍛造造成不均勻性的可能性；再次，異常區(qū)域的組織類型和α 針尺寸與正常區(qū)域相比無明顯異常，同時根據(jù)鍛造原始記錄查詢，可以證明鍛造過程中坯料加熱溫度無異常，可以排除中間坯鍛造加熱溫度過高以及坯料局部過熱的可能性。但是異常區(qū)域與正常區(qū)域的主要異常點在于原始β 晶粒簇在X 方向的取向分布，多個在X 方向保持一致的原始β 晶粒簇在低倍浸蝕后表現(xiàn)出了這種異常區(qū)域形態(tài)，這種取向表明在該處形成了一定程度的織構(gòu)，由于原始β 晶粒簇尺寸和α 針尺寸無異常，證明異常區(qū)域應變是充足的。根據(jù)以上分析判斷該異常區(qū)域應是在鍛造過程中經(jīng)歷了比正常區(qū)域更高的應變，使一些原始β 晶粒簇在垂直于變形方向上形成了相近的取向，這與EBSD 分析結(jié)果中原始β 基體在X 方向具有一定織構(gòu)相吻合。此外，這種織構(gòu)在單相區(qū)進行鍛造時通過動態(tài)+靜態(tài)再結(jié)晶的方式可以得到很好的消除，因此這種異常區(qū)域組織形成于兩相區(qū)鍛造過程，并在后續(xù)鍛造過程中沿材料延伸方向伸長。

前述推斷出異常區(qū)域處應經(jīng)歷了局部大應變或較高的應變速率，而低倍異常區(qū)域不僅發(fā)生在坯料近中部位置，還發(fā)生在邊部，證明邊部也經(jīng)歷局部大應變或較高的應變速率，而正常情況下邊部產(chǎn)生的應變是相對較小的。結(jié)合鍛造實際情況，該坯料在中間坯鐓粗鍛造過程中應出現(xiàn)了邊部彎曲，導致邊部和近中部位置局部應變和應變速率過高，從而產(chǎn)生了這種異常區(qū)域組織。為了找出這種鐓粗彎曲出現(xiàn)的原因，設計了數(shù)值模擬實驗，設置坯料尺寸約為450mm×450mm×1000mm，這是TC18 鈦合金中間坯鍛造坯料尺寸，但在上下兩端各做了偏置凸起，如圖8 所示，這種凸起在鍛造過程中偶發(fā)出現(xiàn)，是在上一火次鍛造后段拔長過程中在兩端形成的。設置變形量為45%，即從1000mm 壓至550mm，鐓粗速率為40mm/s。可以看到在鐓粗過程結(jié)束后，坯料發(fā)生了向一側(cè)彎曲的現(xiàn)象，此時應變主要集中在坯料內(nèi)側(cè)彎曲部位，應變在0.8 至1.2 之間，正常區(qū)域應變約為0.3 ～0.5，這意味著內(nèi)側(cè)彎曲部位的應變大約為正常區(qū)域的2 倍，從應變分布和應變速率分布來看均有相似的分布規(guī)律。

圖8 數(shù)值模擬實驗結(jié)果

綜上所述，異常區(qū)域成因為兩相區(qū)鍛造過程中由于上一火次拔長后坯料兩端同側(cè)高低不平造成鐓粗后坯料向一側(cè)彎曲，在局部形成高應變和高應變速率區(qū)，最終在某方向上形成呈取向分布的再結(jié)晶晶粒，該部分晶粒在隨后鍛造過程中仍然經(jīng)過了細化，取向也發(fā)生了一定偏轉(zhuǎn)，但部分取向仍然保留在中間坯成品上，并在徑鍛過程中沿材料延伸方向伸長并最終形成了低倍上的條狀異常區(qū)域。

結(jié)論

⑴該低倍條狀異常區(qū)域不是在真空自耗熔煉過程中產(chǎn)生的冶金缺陷，而是形成于中間坯鍛造鐓粗過程中，坯料彎曲形成局部高應變，并在動態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶過程中形成較弱的取向晶粒簇。

⑵取向晶粒簇在后續(xù)鍛造過程中受到細化作用，但仍然部分取向保留并遺留在成品中間坯上，并在拔長過程中沿材料延伸方向伸長。

⑶這種原始β 晶粒簇屬于較弱的織構(gòu)，對一般力學性能影響較小，對疲勞等部分性能則可能在一定方向略微提高，一定方向略微降低。