面向航空發(fā)動(dòng)機(jī)零件的TA19鈦合金棒材鍛造工藝優(yōu)化基礎(chǔ)研究——聚焦組織織構(gòu)演變與鍛造參數(shù)的關(guān)聯(lián)，量化不同火次/位置α相尺寸與長(zhǎng)寬比變化，提供理論支撐

TA19鈦合金屬于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系的近α鈦合金，最高使用溫度540℃，對(duì)應(yīng)國(guó)外牌號(hào)Ti6242S[1?3]。由于該合金具有中等的室溫和高溫強(qiáng)度、良好的熱穩(wěn)定性、抗蠕變性和可焊性等特點(diǎn)，主要應(yīng)用于燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)零件、發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)板材零件、飛機(jī)機(jī)體熱端零件等[4]。

鈦合金鍛件主要通過(guò)鍛造和熱處理調(diào)整兩相尺寸和組織類(lèi)型從而滿(mǎn)足應(yīng)用需要[5?6]。其中，TA19鈦合金主要采用固溶時(shí)效的熱處理方式[7?8]，一般認(rèn)為隨著固溶溫度升高，初生α相含量降低，強(qiáng)度和高溫蠕變性能提高[9?14]。文獻(xiàn)[15?16]通過(guò)對(duì)TA19鈦合金進(jìn)行熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，研究了變形溫度、應(yīng)變速率等對(duì)合金組織及取向演變的影響行為，并闡釋了其機(jī)制。但是，目前缺少對(duì)TA19鈦合金實(shí)際鍛造全過(guò)程中組織及織構(gòu)的直觀(guān)觀(guān)察和分析研究。

本文對(duì)工業(yè)級(jí)TA19鈦合金鑄錠進(jìn)行多火次的鍛造試驗(yàn)，并使用掃描電鏡(SEM)和電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)對(duì)關(guān)鍵火次后棒坯不同位置的微觀(guān)組織及取向特征進(jìn)行了系統(tǒng)的表征和分析。通過(guò)研究鍛造過(guò)程中α相和β相的組織及織構(gòu)演變規(guī)律，為T(mén)A19鈦合金棒材制備工藝優(yōu)化提供理論支持。

1、實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為3次真空自耗熔煉的TA19鈦合金鑄錠，錠型為Φ600mm，其化學(xué)成分為T(mén)i-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si（%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)），相變點(diǎn)為1004℃。將鑄錠在20MN快鍛機(jī)上進(jìn)行共16火次的鐓拔鍛造獲得Φ260mm規(guī)格的成品棒材，其中每火次的鐓粗量為45%，具體工藝如下：

1)分別在1150、1100和1050℃鐓拔3火次，鍛后空冷；

2)在Tβ（β→α的相變點(diǎn)溫度）-35~40℃鐓拔兩火次，鍛后空冷；

3)在Tβ+50℃鐓拔一火次，鍛后水冷；

4)在Tβ-35℃鐓拔9火次，鍛后空冷；

5)在Tβ-40℃鐓拔一火次并滾圓，鍛后空冷。分別在第3、5、6、9、12、15和16火次完成后從棒坯的橫截面切取心部、D/4（D為直徑，D/4為心部與表面的中間位置）及表面位置的試樣，使用配備EBSD探頭的Ultra55場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡和Channel5取向分析軟件進(jìn)行顯微組織及織構(gòu)特征的觀(guān)察及分析。為了兼顧統(tǒng)計(jì)性和組織細(xì)節(jié)，EBSD掃描時(shí)的放大倍數(shù)采用50倍和500倍，步長(zhǎng)分別為6和0.6μm。

2、結(jié)果與討論

2.1鍛造中的組織及織構(gòu)

2.1.1第3火次

第3火次鍛造后（鍛造溫度為1050℃）TA19鈦合金棒坯心部至表面α相的組織及織構(gòu)特征如圖1所示。可見(jiàn)，心部及D/4位置的α相均為平直的片層狀，晶簇內(nèi)的α相取向相同，由殘余β相隔開(kāi)，且晶粒內(nèi)部無(wú)取向差（圖1(a,b)），說(shuō)明α相在相變后并未參與變形。表面位置由于貼近錘砧降溫較快，α相片層厚度較心部及D/4位置更薄，內(nèi)部存在明顯的取向差且部分發(fā)生了等軸化（圖1(c)），說(shuō)明α相在相變后參與了變形。心部及D/4位置α相的織構(gòu)均以弱<0001>織構(gòu)（織構(gòu)強(qiáng)度最高為5.0）及<1011>或接近<1112 的非典型織構(gòu)為主（圖1(d,e)）；表面位置的織構(gòu)更弱，以<1122>織構(gòu)為主（圖1(f)）。

2.1.2第5火次

經(jīng)過(guò)第4和第5火次兩相區(qū)鍛造后，鈦合金棒坯各位置片層α相由于參與了變形逐漸破碎（圖2(a~c)）并偏離原有晶簇的取向，因此<0001>織構(gòu)進(jìn)一步弱化，并逐漸向<1010>和<1120>織構(gòu)偏移（圖2(d~f)）。表面位置α相的等軸化程度更高，幾乎觀(guān)察不到原有晶簇的痕跡（圖2(c)）。

2.1.3第6火次

TA19鈦合金棒坯第6火次重新回到單相區(qū)鍛造（鍛造溫度為T(mén)β+50℃），鍛后采用水冷。相較第5火次后，α相的片層厚度更薄（圖3(a~c)），取向更加豐富（圖3(d~f)）。這一方面是由于經(jīng)歷了α→β→α的反復(fù)相變及變形，原始β相的晶粒尺寸進(jìn)一步減小；另一方面是由于鍛后采用水冷，冷速加快后限制了α相厚度方向的生長(zhǎng)。對(duì)比圖1(c)和圖3(c)可知，冷速加快后表面位置晶簇中等軸α相的數(shù)量減少，說(shuō)明部分等軸α相是在冷卻過(guò)程中由相變重新形核產(chǎn)生的。

2.1.4第9火次

回到兩相區(qū)再進(jìn)行3火次的鍛造后，由于原始β相晶粒進(jìn)一步減小，鈦合金棒坯心部和D/4位置α相晶簇的取向更加豐富（圖4(a,b)），表面位置α相的等軸化程度明顯更低（圖4(c)），這主要是受上一火次鍛后水冷的影響。對(duì)比圖2(d~f)和圖4(d~f)，各位置α相的織構(gòu)類(lèi)型與第5火次后基本一致，但整體更弱。

由圖5(a,e,i)可見(jiàn)，棒坯心部至表面α相的等軸化程度逐漸提高；β相的{111}極圖（圖5(b,f,j)）的鋒銳程度說(shuō)明，心部至表面β相參與變形的程度也逐漸提高。此外，在表面位置片層α相之間形成了部分與晶簇取向完全不同、尺寸較小的等軸α相（圖5(i)），應(yīng)是在冷卻過(guò)程中相變形成的。與心部（圖5(c,d)）和D/4位置（圖5(g,h)）相似，表面位置的α相與β相仍基本保持Burgers取向關(guān)系，這意味著冷卻過(guò)程中相變形成的α相并不與其周?chē)冃魏蟮钠瑢应料嗳∠虮３忠恢隆Ｒ簿褪钦f(shuō)，想要弱化單相區(qū)鍛造形成的α相相變織構(gòu)，一方面依賴(lài)原有晶簇內(nèi)α相的變形，一方面需要β相參與足夠多的變形，從而豐富冷卻中相變產(chǎn)生的α相的取向。

2.1.5第12火次

在6火次兩相區(qū)鍛造后，心部及D/4位置晶簇內(nèi)片層α相的取向差進(jìn)一步提高，α相取向更加豐富（圖6(a,b)）；表面位置α相的等軸化程度最高（圖6(c)）。心部的α相仍以<0001>和<1122>織構(gòu)為主，但鋒銳程度明顯減弱（圖6(d)）；D/4位置發(fā)生了由<0001>織構(gòu)向<1120>織構(gòu)的偏轉(zhuǎn)（圖6(e)）；表面出現(xiàn)了較強(qiáng)的<1010>織構(gòu)（圖6(f)），說(shuō)明隨著α相的等軸化程度提高，其協(xié)調(diào)變形能力也增強(qiáng)，更容易形成較強(qiáng)的形變織構(gòu)。

與第9火次后相似，棒坯心部至表面α相的平均晶粒尺寸下降、等軸化程度提高、取向更加豐富，如圖7所示。心部位置形成了與晶簇取向完全不同且偏離Burgers取向關(guān)系的等軸α相（圖7(a,c)），這說(shuō)明只有β相（圖7(b,f,j)）變形程度提高到某個(gè)閾值，這些等軸α相才會(huì)形成，否則相變將以片層α相發(fā)生長(zhǎng)大的方式進(jìn)行。對(duì)比圖5和圖7，棒坯相同位置處晶簇內(nèi)α相的長(zhǎng)寬比明顯降低。這是由于兩相區(qū)反復(fù)鐓拔鍛造次數(shù)增多，片層α相協(xié)調(diào)變形困難，逐漸發(fā)生碎化。

2.1.6第15火次

第15火次后，TA19鈦合金棒坯除心部外，幾乎觀(guān)察不到原有的α相晶簇（圖8(a~c)）。心部α相仍以<0001>織構(gòu)為主（圖8(d)）；D/4位置以接近<1122>的過(guò)渡取向?yàn)橹鳎▓D8(e)）；表面位置由于降溫過(guò)程形成的等軸α相較多，<1011>織構(gòu)大大弱化（圖8(f)）。

對(duì)比圖7和圖9可見(jiàn)，棒坯各位置α相的等軸化程度均進(jìn)一步提高，其中D/4及表面的等軸程度接近成品棒材。心部雖仍能觀(guān)察到原有晶簇的痕跡，但原晶簇內(nèi)α相的取向差較為明顯，且存在較多冷卻中形成的等軸α相（圖9(a,c)）。值得注意的是，各位置β相取向也更加多樣（圖9(b,f,j)），說(shuō)明在兩相區(qū)變形過(guò)程中，β相變形與α相的等軸化是相輔相成的。

2.1.7第16火次

TA19鈦合金棒材鍛造完成后，原有的α相晶簇基本已經(jīng)消失（圖10(a~c)）。心部至表面的α相織構(gòu)與第15火次后有所變化，心部α相以<0001>織構(gòu)和<1122>為主（圖10(d)）；D/4位置以<1120>織構(gòu)為主（圖10(e)）；表面位置的<1010>織構(gòu)有所增強(qiáng)（圖10(f)）。

2.2討論

2.2.1鍛造過(guò)程中的組織演變

TA19鈦合金棒坯在單相區(qū)鍛造時(shí)主要是原始β相參與變形，在發(fā)生β→α相變后，原始β相內(nèi)部形成多個(gè)集束狀片層α相晶簇，相同晶簇內(nèi)的片層α相取向相同。當(dāng)鍛造結(jié)束的實(shí)際溫度高于相變點(diǎn)時(shí)，片層α相不發(fā)生變形，如心部及D/4位置，見(jiàn)圖1(a,b)和圖3(a,b)；當(dāng)?shù)陀谙嘧凕c(diǎn)時(shí)，α相參與變形并發(fā)生一定程度的碎化，如表面位置，見(jiàn)圖1(c)和圖3(c)。對(duì)比圖1(c)和圖3(c)，在鍛造結(jié)束的降溫過(guò)程中，降溫速度越快，片層α相的厚度越薄。

在兩相區(qū)鍛造時(shí)，α相和殘余β相都會(huì)參與變形，并不斷發(fā)生β→α相變。圖11為使用Channel5取向分析軟件統(tǒng)計(jì)的第9、12和15火次后棒坯不同位置片層α相的平均晶粒尺寸圖和長(zhǎng)寬比圖。可見(jiàn)，隨著鍛造火次增多，各位置片層α相的平均晶粒尺寸不斷減小，由心部至表層分別減少了12.8%、17.2%和28.2%，其中表層（10.09~7.24μm）始終小于心部（11.35~9.99μm）；同時(shí)，片層α相不斷發(fā)生等軸化，從心部至表面的長(zhǎng)寬比分別為1.89、1.83和1.73，其中心部（2.19~1.89）與表面（1.83~1.73）位置的長(zhǎng)寬比差距逐漸減小。殘余β相變形并發(fā)生相變后產(chǎn)生的等軸α相取向與原晶簇取向完全不同，因此原有晶簇的痕跡會(huì)逐漸消失。殘余β相變形程度與α相的等軸化是同步的，由棒坯心部至表面逐漸提高。此外，只有殘余β相由于變形取向偏轉(zhuǎn)達(dá)到一定閾值后，才會(huì)產(chǎn)生新的等軸α相，否則將以片層α相長(zhǎng)大的方式完成相變。

2.2.2鍛造過(guò)程中的織構(gòu)演變

由于β→α相變后理論上會(huì)產(chǎn)生12種不同取向的α相變體，雖然受β相晶界[17?19]、β相位錯(cuò)[20?23]等因素影響會(huì)發(fā)生不同程度的變體選擇[24?27]，但TA19鈦合金棒坯鍛造過(guò)程中并未產(chǎn)生強(qiáng)烈的α相相變織構(gòu)。圖12為T(mén)A19鈦合金棒坯在第3、5、6、9、12、15和16火次后不同位置的α相典型織構(gòu)的織構(gòu)強(qiáng)度圖。單相區(qū)鍛造后（第3和6火次），棒坯各位置基本以<0001>織構(gòu)為主，而隨著兩相區(qū)鍛造反復(fù)鐓拔次數(shù)增多，心部仍以<0001>織構(gòu)為主，但逐漸減弱（織構(gòu)強(qiáng)度由5.0降至2.3），D/4和表面位置分別逐漸向形變織構(gòu)<1120>（織構(gòu)強(qiáng)度1.9）和<1010>織構(gòu)偏轉(zhuǎn)（織構(gòu)強(qiáng)度2.6）。由于新形成的等軸α相越來(lái)越多，且其取向較為隨機(jī)，因此鍛造完成后棒坯各位置的宏觀(guān)織構(gòu)都非常弱（心部至表面最高織構(gòu)強(qiáng)度分別為：2.3（<0001>）、1.9（<1120>）和2.6（<1010>））。值得注意的是，變形會(huì)使片層α相等軸化并偏離原晶簇的取向，但偏離程度有限，α相宏觀(guān)織構(gòu)的弱化主要依賴(lài)新形成的等軸α相。

3、結(jié)論

TA19鈦合金棒坯在單相區(qū)鍛造后，在原始β相內(nèi)部形成多個(gè)集束狀α相晶簇，取向以<0001>織構(gòu)為主，織構(gòu)強(qiáng)度最高為5.0；當(dāng)鍛造結(jié)束的實(shí)際溫度低于相變點(diǎn)時(shí)，晶簇中片層α相參與變形并發(fā)生一定程度的碎化，偏離原有取向。

TA19鈦合金棒坯在兩相區(qū)鍛造時(shí)，α相和殘余β相都會(huì)參與變形；隨著鍛造火次增多，片層α相不斷減小并發(fā)生等軸化，殘余β相相變也會(huì)產(chǎn)生新的等軸α相。通過(guò)9火次兩相區(qū)的鍛造，各位置片層α相的平均晶粒尺寸減小程度不同，由心部至表層分別為12.8%、17.2%和28.2%；其等軸化程度逐漸接近，長(zhǎng)寬比由心部至表面分別為1.89、1.83和1.73。

隨著兩相區(qū)鍛造反復(fù)鐓拔次數(shù)增多，α相的<0001>相變織構(gòu)逐漸減弱并逐漸向較弱的形變織構(gòu)<1010>及<1120>織構(gòu)偏轉(zhuǎn)，織構(gòu)強(qiáng)度最高為2.6；由于片層α相偏離原晶簇取向的程度有限，α相宏觀(guān)織構(gòu)的弱化主要依賴(lài)新形成的等軸α相。

參考文獻(xiàn)

[1] 王清江，劉建榮，楊銳。高溫鈦合金的現(xiàn)狀與前景 [J]. 航空材料學(xué)報(bào)，2014, 34 (4): 1.

[2] 許國(guó)棟，王鳳娥。高溫鈦合金的發(fā)展和應(yīng)用 [J]. 稀有金屬，2008, 32 (6): 774.

[3] 王凡，白保良，朱梅生. 550℃用高溫鈦合金的研發(fā) [J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展，2014, 31 (1): 6.

[4] 付艷艷，宋月清，惠松驍，米緒軍。航空用鈦合金的研究與應(yīng)用進(jìn)展 [J]. 稀有金屬，2006, 30 (6): 7.

[5] 趙海燕，儲(chǔ)雙杰，張啟飛，毛博。鍛造工藝對(duì)航空用鈦合金微觀(guān)組織演變及力學(xué)性能的影響 [J]. 塑性工程學(xué)報(bào)，2024, 31 (11): 13.

[6] 陸彥良，吳永斌，黃聯(lián)杰，趙春燕. TC6 鈦合金葉片形變熱處理工藝 [J]. 鍛壓技術(shù)，2024, 49 (11): 169.

[7] 脫祥明，岳耀峰，彭益群。熱處理對(duì) Ti-6242S 合金顯微組織和性能的影響 [J]. 稀有金屬，2001, 25 (4): 315.

[8] 周燁，杜劍平，韓墨流，梁宇。固溶時(shí)效工藝參數(shù)對(duì) TA19 鈦合金顯微組織與拉伸性能的影響 [J]. 機(jī)械工程材料，2019, 43 (8): 7.

[9] 徐建偉，邊麗虹，薛強(qiáng)，曾衛(wèi)東。固溶溫度對(duì) TA19 鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響 [J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展，2015, 32 (6): 4.

[10] 張永強(qiáng)，賴(lài)運(yùn)金，張國(guó)棟，雷錦文，任勇，尚金金，史小云，王建國(guó)。固溶溫度對(duì) TA19 鈦合金組織及性能的影響 [J]. 材料開(kāi)發(fā)與應(yīng)用，2017, 32 (4): 44.

[11] 朱雪峰，余日成，黃艷華，楊勝。熱處理對(duì) TA19 鈦合金組織和力學(xué)性能的影響 [J]. 金屬熱處理，2015, 40 (2): 4.

[12] 張哲，何春燕，郭征，馮輝。退火制度對(duì) TA19 鈦合金大規(guī)格棒材組織和性能的影響 [J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展，2012, 29 (6): 22.

[13] 孫小平，羅錦華，雷錦文，王凱旋，賴(lài)運(yùn)金，劉向宏。顯微組織對(duì) Ti6242S 鈦合金高溫蠕變性能的影響 [J]. 金屬熱處理，2018, 43 (1): 105.

[14] 和磊，韓何巖。固溶溫度和二次固溶對(duì) TA19 鈦合金顯微組織的影響 [J]. 熱處理技術(shù)與裝備，2022, 43 (2): 5.

[15] 李宏輝，王柯，辛仁龍，劉慶。雙態(tài)組織 TA19 鈦合金高溫變形過(guò)程中的微觀(guān)組織演變機(jī)制 [J]. 材料熱處理學(xué)報(bào)，2020, 41 (8): 27.

[16] 朱堂葵，王柯. TA19 鈦合金高溫變形熱加工圖構(gòu)建和微觀(guān)組織演變 [J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展，2021, 38 (2): 1.

[17] Lonardelli I, Gey N, Wenk H-R, Humbert M, Vogel S C, Lutterotti L. In-situ observation of texture evolution during α?β and β?α phase transformations in titanium alloys investigated by neutron diffraction [J]. Acta Materialia, 2007, 55 (17): 5718.

[18] Karthikeyan T, Dasgupta A, Khatirkar R, Saroja S, Samajdar I, Vijayalakshmi M. Effect of cooling rate on transformation texture and variant selection during β?α transformation in Ti-5Ta-1.8Nb alloy [J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 528 (2): 549.

[19] Bhattacharyya D, Viswanathan G B, Fraser H L. Crystallographic and morphological relationships between β phase and the Widmanst?tten and allotriomorphic α phase at special β grain boundaries in an α/β titanium alloy [J]. Acta Materialia, 2007, 55 (20): 6765.

[20] Obasi G C, Birosca S, Prakash D G L, Fonseca J Q, Preuss M. The influence of rolling temperature on texture evolution and variant selection during α?β?α phase transformation in Ti-6Al-4V [J]. Acta Materialia, 2012, 60 (17): 6013.

[21] Wang K, Li M Q. Morphology and crystallographic orientation of the secondary α phase in a compressed α/β titanium alloy [J]. Scripta Materialia, 2013, 68 (12): 964.

[22] Obasi G C, Birosca S, Quinta F J, Preuss M. Effect of β grain growth on variant selection and texture memory effect during α?β?α phase transformation in Ti-6Al-4V [J]. Acta Materialia, 2012, 60 (3): 1048.

[23] Bhattacharyya D, Viswanathan G B, Denkenberger R, Furrer D, Fraser H L. The role of crystallographic and geometrical relationships between α and β phases in an α/β titanium alloy [J]. Acta Materialia, 2003, 51 (16): 4679.

[24] Leo P D G, Honniball P, Rugg D, Withers P J, Quinta F J, Preuss M. The effect of β phase on microstructure and texture evolution during thermomechanical processing of α+β Ti alloy [J]. Acta Materialia, 2013, 61: 3200.

[25] Germain L, Gey N, Humbert M, Vo P, Jahazi M, Bocher P. Texture heterogeneities induced by subtransus processing of near α titanium alloys [J]. Acta Materialia, 2008, 56: 4298.

[26] 李志尚，熊智豪，楊平，顧新福，顏孟奇，沙愛(ài)學(xué)。大型 TA19 鈦合金棒材形變及相變織構(gòu)模擬 [J]. 稀有金屬材料與工程，2022, 51 (10): 3785.

[27] 王旭揚(yáng)，權(quán)銀洙，李菊，陶軍，金俊龍，李文亞. TC11 鈦合金線(xiàn)性摩擦焊接頭組織及織構(gòu)演變機(jī)制 [J]. 稀有金屬，2023, 47 (5): 692.

（注，原文標(biāo)題：TA19鈦合金棒材鍛造過(guò)程中組織及織構(gòu)演變規(guī)律研究）