顏孟奇,1, 陳立全2, 楊平2, 黃利軍1, 佟健博1, 李煥峰1, 郭鵬達1

鈦合金具有比強度高、抗疲勞、耐腐蝕等優點，在航空、航天、兵器、石油、化工等領域得到廣泛應用[1~3]。航空鍛件的大型化、整體化可提高飛機結構及發動機的使用壽命及安全可靠性、降低結構重量、縮短制造周期，是鈦合金制造技術重要的發展方向[4,5]。但同時，由于尺寸效應造成的鈦合金大型鍛件的均勻性及穩定性問題接踵而至。一方面，制備鍛件所用的鈦合金大規格棒材往往存在低倍組織粗大且不均勻的問題[6,7]；另一方面，棒材心部易形成強烈的{100}β織構[8,9]。這些缺陷容易遺傳到鍛件中，對鍛件的性能造成不利影響[8]，威脅鍛件的安全使用。國內針對鈦合金大型制件的均勻性控制主要圍繞“工藝-組織-性能”3者關系開展研究工作，形成了有效的組織均勻性控制方法[10~13]，但織構控制及檢測尚未納入材料質量評價體系。如何建立起熱加工工藝與鈦合金織構演變規律之間的關系，并形成有效的織構預測及控制方法成為亟需解決的問題。

眾所周知，鈦合金主要由bcc結構的β相和hcp結構的α相構成，β相→α相的擴散型相變嚴格遵循{0002}α //{110}β、<$\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}$>α //<111>β的取向關系，即Burgers關系。1個β相晶粒最多可產生12種取向α相的變體。針對TC4和Ti-21S (Ti-15Mo-3Nb-3Al-0.21Si，質量分數，%)鈦合金的β區退火的研究[14~16]表明，原始β相的晶粒尺寸越大，α相的變體選擇越明顯，退火后的兩相織構也越強烈；原始β相的初始織構越強，α相的變體選擇也越明顯。因此，在熱加工過程中，無論α鈦合金、α + β鈦合金和β鈦合金，β相的組織及織構都會對材料最終的性能產生一定程度的影響[17]。

本文作者[18]前期針對TC18鈦合金不同溫度下β相的組織及織構演變規律的研究表明，β相在相變點以下的保溫過程中主要發生回復及晶粒長大，其織構特征不發生變化；在相變點以上保溫，則會發生再結晶。而大部分鈦合金的熱處理都在相變點以下完成，因此只有熱變形才能對其β相的織構組分進行調整。對TA15鈦合金熱壓縮過程中的組織、織構演變研究[19~21]表明，α相在單相區壓縮時主要以動態回復為主，在兩相區則以動態再結晶為主，變形溫度和應變速率越高，α相織構越弱。由于TA15鈦合金的β相較少，該研究并沒有對β相的織構演變進行細致分析。

本工作利用金相及電子背散射衍射(EBSD)技術，觀察TC18鈦合金在熱變形后β相的組織及織構特征以及伴隨的變形、動態回復、動態再結晶、晶粒長大行為。目的是研究熱變形參數(變形方式、變形溫度、變形量、應變速率、保溫時間)對TC18鈦合金β相組織及織構演變規律的影響，為實現鈦合金熱變形的織構控制提供理論依據。

1 實驗方法

實驗所用材料為直徑300 mm TC18鈦合金棒材，其化學成分(質量分數，%)為Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，相變點為870℃。通過線切割在棒材橫截面心部位置沿棒材縱向(L向)截取多個直徑8 mm、長12 mm的試樣。使用Gleeble 1500熱模擬試驗機對試樣進行壓縮及拉伸實驗，其中變形方向與L向平行，變形完成后水冷，具體使用的熱變形參數見表1。將棒材心部原始試樣沿L向縱剖、熱變形后的試樣沿變形方向縱剖，并拋光、侵蝕后，使用配備EBSD探頭的Ultra 55場發射掃描電鏡(SEM)和Channel 5取向分析軟件觀察并分析試樣的組織及織構特征。

表1   熱模擬實驗中使用的熱變形參數

Table 1  Parameters used in thermal simulation

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2 實驗結果

2.1 棒材心部的組織及織構特征

圖1為直徑300 mm TC18鈦合金棒材橫截面心部組織的SEM像。可以看出，心部組織由殘余β相、短棒狀的αp (初生α相)、針狀的αs (次生α相)以及沿原始β相晶界析出的晶界α相構成。其中晶界α相呈不連續分布，但基本可以勾勒出原始β相的形狀。

圖1

圖1   直徑300 mm TC18鈦合金棒材橫截面心部組織的SEM像

Fig.1   Low (a) and high (b) magnified SEM images of center cross section in diameter 300 mm TC18 titanium alloy bar

圖2為直徑300 mm TC18鈦合金棒材橫截面心部β相的取向分布圖。可以看出，棒材心部的β相沿L向伸長，其尺寸均勻性較差，部分大晶粒內部存在較大的取向差，體現出變形或回復狀態的特征。β相的織構以{110}織構為主，是典型的bcc結構晶體的拉伸織構。需要說明的是，由于掃描區域較大、α相與β相尺寸差異大，為兼顧效率，本工作所有的EBSD數據均在測試及數據處理階段忽略了α相的存在。這樣雖然會引起一定的偏差，但不會對β相組織及織構特征的表征造成影響。

圖2

圖2   直徑300 mm TC18鈦合金棒材橫截面心部β相的組織及織構特征

Fig.2   β phase textures of center cross section in diameter 300 mm TC18 titanium alloy bar

2.2 熱壓縮溫度對β相組織及織構的影響

圖3為TC18鈦合金在不同變形溫度保溫15 min、變形量50%、應變速率0.1 s-1熱壓縮后β相的取向分布圖。可以看出，β相主要形成{100}與{111}織構，是2種典型的bcc結構晶體的壓縮織構。在單相區壓縮時(890~970℃)，β相沿垂直變形方向趨近扁平狀分布，而且隨著溫度升高，{100}晶粒逐漸增多，見圖3d~f。在兩相區壓縮時(770~840℃)，由于α相的存在對β相的變形有阻礙作用，因此β相的拉長方向并非嚴格垂直于變形方向，但隨著溫度升高α相逐漸減少，拉長的趨勢愈發明顯；另一方面，隨著溫度升高，{100}織構也在逐漸增強，如圖3a~c所示。

圖3

圖3   TC18鈦合金在不同變形溫度保溫15 min、變形量50%、應變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的取向分布圖

Fig.3   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot compression at 770oC (a), 820oC (b), 840oC (c), 890oC (d), 920oC (e), and 970oC (f) with 15 min holding, 50% reduction, and 0.1 s-1 strain rate

在使用Channel 5軟件處理數據時，設定亞晶界判定角度θc為2°，晶界判定角度θGB為10°。即當晶粒中的平均取向差θ0 > 2°，且不存在亞晶時，晶粒被定義為變形晶粒(紅色)；當晶粒中存在亞晶，每個亞晶中的θ0 > 2°，而亞晶之間的取向差θi > 2°時，晶粒被定義為回復晶粒(黃色)；當晶粒中的θ0 ≤ 2°時，晶粒被定義為再結晶晶粒(藍色)。圖4為TC18鈦合金在不同溫度保溫15 min、變形量50%、應變速率0.1 s-1條件下壓縮后，β相的回復再結晶晶粒分布圖。可以看出，TC18鈦合金在該熱壓縮條件下產生的動態再結晶很少，其晶粒主要處在變形或回復狀態，因此形成的織構類型也主要為變形織構。總的趨勢是，隨著變形溫度的升高，β相的再結晶晶粒與回復晶粒逐漸增多，變形晶粒逐漸減少。

圖4

圖4   TC18鈦合金在不同溫度保溫15 min、變形量50%、應變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的回復再結晶

Fig.4   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot compression at 770oC (a), 820oC (b), 840oC (c), 890oC (d), 920oC (e), and 970oC (f) with 15 min holding, 50% reduction, and 0.1 s-1 strain rate

2.3 熱壓縮變形量對β相組織及織構的影響

圖5為TC18鈦合金在840及890℃保溫15 min、應變速率0.1 s-1、不同變形量熱壓縮后β相的取向分布圖。可以看出，β相仍為{100}與{111}織構。在單相區壓縮時(890℃)，隨著變形量增加，β相由等軸狀逐漸向扁平狀發展，{100}織構逐漸增強，見圖5c、d和5d。在兩相區壓縮時(840℃)，雖有初始β相組織的影響以及α相的阻礙作用，但也基本也遵從{100}織構隨變形量增加而增強的規律，如圖5a、c和5b所示。隨著熱壓縮變形量增大，再結晶的β相數量有所增加，但β相仍以回復及變形狀態為主，見圖4c、4d和6。

圖5

圖5   TC18鈦合金在840和890℃保溫15 min、0.1 s-1應變速率條件下不同變形量壓縮后β相的取向分布圖

Fig.5   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 30% (a), 840oC, 70% (b), 890oC, 30% (c), and 890oC, 70% (d) with 15 min holding and 0.1 s-1 strain rate

圖6

圖6   TC18鈦合金在840和890℃保溫15 min、應變速率0.1 s-1條件下不同變形量壓縮后β相的回復再結晶

Fig.6   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 30% (a), 840oC, 70% (b), 890oC, 30% (c), and 890oC, 70% (d) with 15 min holding and 0.1 s-1 strain rate

2.4 熱壓縮應變速率對β相組織及織構的影響

圖7為TC18鈦合金在840及890℃保溫15 min、變形量50%、不同應變速率熱壓縮后β相的取向分布圖。可以看出，在單相區壓縮時(890℃)，隨著應變速率的降低，β相的{100}織構逐漸增強而{111}織構逐漸減弱，見圖7d~f和圖3d。在兩相區壓縮時(840℃)，這一規律并不明顯，而且變形晶粒形狀也不規則，這主要還是受到α相阻礙作用的影響，見圖7a~c和圖3c。此外，隨著應變速率降低，非典型取向增多，晶粒內局部取向梯度增大，其主要原因是應變速率降低導致變形時間延長、變形抗力降低，晶體有充分的時間轉到相對穩定的取向上。在單相區壓縮(890℃)時，應變速率越低，發生動態再結晶的β相晶粒較多，如圖8d~f和圖4d所示；在兩相區變形時(840℃)，這一規律則不明顯，見圖8a~c和圖4c。

圖7

圖7   TC18鈦合金在840和890℃保溫15 min、變形量50%條件下不同應變速率壓縮后β相的取向分布圖

Fig.7   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 0.01 s-1 (a), 840oC, 1 s-1 (b), 840oC, 10 s-1 (c), 890oC, 0.01 s-1 (d), 890oC, 1 s-1 (e), and 890oC, 10 s-1 (f) with 15 min holding and 50% reduction

圖8

圖8   TC18鈦合金在840和890℃保溫15 min、變形量50%條件下不同應變速率壓縮后β相的回復再結晶

Fig.8   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 0.01 s-1 (a), 840oC, 1 s-1 (b), 840oC, 10 s-1 (c), 890oC, 0.01 s-1 (d), 890oC, 1 s-1 (e), and 890oC, 10 s-1 (f) with 15 min holding and 50% reduction

2.5 熱壓縮前保溫時間對β相組織及織構的影響

圖9為在840和890℃保溫不同時間、變形量50%、應變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的取向分布圖。可以看出，熱壓縮前保溫時間對β相織構影響不大，仍以{100}織構和{111}織構為主。隨著保溫時間的延長，晶粒變得更寬大，說明初始β相晶粒在不斷長大，見圖3c、3d和9。而初始β相晶粒尺寸的增加，使β相更容易發生動態回復，而對動態再結晶影響不大，見圖4c、4d和10。

圖9

圖9   TC18鈦合金在840和890℃保溫不同時間、變形量50%、應變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的取向分布圖

Fig.9   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 30 min (a), 840oC, 45 min (b), 890oC, 30 min (c), and 890oC, 45 min (d) with 50% reduction and 0.1 s-1 strain rate

圖10

圖10   TC18鈦合金在840和890℃保溫不同時間、變形量50%、應變速率0.1 s-1條件下壓縮后β相的回復再結晶

Fig.10   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot compression at 840oC, 30 min (a), 840oC, 45 min (b), 890oC, 30 min (c), and 890oC, 45 min (d) with 50% reduction and 0.1 s-1 strain rate

2.6 熱拉伸溫度對β相組織及織構的影響

圖11為不同溫度保溫15 min、變形量25%、應變速率0.1 s-1條件下拉伸后β相的取向分布圖。可以看出，在兩相區拉伸時(770和840℃)，β相沿變形方向有較大角度的傾轉，同時晶粒內部存在較大的取向差，其主要織構類型為{110}織構，為bcc結構晶體典型的拉伸織構，見圖11a和b；拉伸后形成了少量的再結晶晶粒，回復和變形狀態的晶粒仍占多數，見圖12a和b。在單相區拉伸時(890和920℃)，由于部分晶粒發生了動態再結晶，因此β相等軸化程度提高，其織構特征也由以{110}織構為主變為無明顯織構，見圖11c、11d、12c和12d。

圖11

圖11   TC18鈦合金在不同溫度保溫15 min、變形量25%、應變速率0.1 s-1條件下拉伸后β相的取向分布圖

Fig.11   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot stretching at 770oC (a), 840oC (b), 890oC (c), and 920oC (d) with 15 min holding, 25% reduction, and 0.1 s-1 strain rate

圖12

圖12   TC18鈦合金在不同溫度保溫15 min、變形量25%、應變速率0.1 s-1條件下拉伸后β相的回復再結晶

Fig.12   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot stretching at 770oC (a), 840oC (b), 890oC (c), and 920oC (d) with 15 min holding, 25% reduction, and 0.1 s-1 strain rate

2.7 熱拉伸變形量對β相組織及織構的影響

圖13為840℃保溫15 min、應變速率0.1 s-1條件下不同變形量拉伸后β相的取向分布圖。可以看出，在兩相區拉伸時，隨著變形量的增大，β相逐漸沿變形方向拉長，{110}織構也逐漸增強，見圖11b和13。在該溫度拉伸時，β相動態再結晶的數量隨變形量的增大而增加，但仍以動態回復為主，見圖12b和14。值得注意的是，當拉伸變形量為100%時，β相動態再結晶時出現了接近{100}取向的晶粒。

圖13

圖13   TC18鈦合金在840℃保溫15 min、應變速率0.1 s-1條件下不同變形量拉伸后β相的取向分布圖

Fig.13   β phase textures in TC18 titanium alloy after hot stretching at 35% (a), 60% (b), and 100% (c) with 840oC,15 min holding, and 0.1 s-1 strain rate

圖14

圖14   TC18鈦合金在840℃保溫15 min、應變速率0.1 s-1條件下不同變形量拉伸后β相的回復再結晶

Fig.14   Recrystallized (blue), recovery (yellow), and deformed (red) β phase grains in TC18 titanium alloy after hot stretching at 35% (a), 60% (b), and 100% (c) with 840oC,15 min holding, and 0.1 s-1 strain rate

3 分析討論

3.1 熱變形中β相的軟化機制及其影響因素

晶體在熱變形過程中的軟化機制包括動態再結晶和動態回復，其中，動態再結晶是實現組織細化的重要手段。在動態回復過程中，部分位錯通過交滑移和攀移與異號位錯相互抵消，造成形變儲存能不斷消耗；而動態再結晶則需要形變儲存能達到臨界值才能發生；因此，2者存在競爭關系。具有高層錯能的Ti及鈦合金在熱變形過程中，主要發生動態回復，但在特殊條件下(高溫高應變速率[22,23]、中溫低應變速率[24]、低溫高應變速率[25]等)也可以觀察到動態再結晶現象。由實驗結果可知，TC18鈦合金的β相在熱變形中發生了動態回復和動態再結晶現象，主要以動態回復為主。而變形方式、變形溫度、變形量、應變速率、變形前的保溫時間均會對動態再結晶晶粒的比例有所影響。在單相區或兩相區壓縮時，隨著溫度和變形量提高、應變速率和保溫時間降低，動態再結晶比例升高；在熱拉伸時，隨著溫度及變形量提高，動態再結晶比例升高。在熱壓縮以及兩相區拉伸時，新的動態再結晶晶粒主要在β晶粒的晶界處形核，表現出不連續動態再結晶的特征；在單相區拉伸時，隨著變形量增大，弓彎形核的現象逐漸減少，開始形成均勻的再結晶晶粒，表現出連續動態再結晶的特征。在920℃保溫15 min、變形量25%、應變速率0.1 s-1條件下拉伸后，β相的連續動態再結晶已經成為主導，見圖12d。

3.2 熱變形后β相組織及織構的主要影響因素

變形方式主要影響熱變形后β相的形貌及織構類型。熱壓縮后，β相軟化機制以動態回復為主，因此β相晶粒趨近于沿垂直變形方向拉長，形成的主要織構類型為典型壓縮織構{100}及{111}。在兩相區拉伸后，β相仍以動態回復為主，β相晶粒趨近于沿平行變形方向拉長，其主要織構類型為典型拉伸織構{110}；在單相區拉伸后，隨著溫度升高，動態再結晶的比例明顯提升，β相等軸化程度提高，織構則由{110}織構向無織構發展。

變形溫度、變形量和應變速率主要影響熱變形后β相各織構組分比例。在單相區壓縮時，隨著變形溫度升高、變形量提高、應變速率降低，{100}織構比例逐漸提高、{111}織構比例逐漸降低；在兩相區壓縮時，隨著變形溫度升高、變形量提高，{100}織構比例逐漸提高、{111}織構比例逐漸降低；在兩相區拉伸時，隨著變形量提高，{110}織構比例逐漸提高。變形前保溫時間主要影響熱變形后β相的尺寸。保溫時間越長，熱壓縮后β相的尺寸越大。

4 結論

(1) TC18鈦合金在熱壓縮及兩相區熱拉伸時，β相均以動態回復為主，部分晶粒發生不連續動態再結晶；在單相區熱拉伸時，隨著溫度升高，β相的連續動態再結晶逐漸成為主導。

(2) TC18鈦合金在熱壓縮后，主要形成{100}及{111}織構，在熱拉伸后，主要形成{110}織構；在單相區壓縮時，隨著變形溫度升高、變形量提高、應變速率降低，{100}織構比例提高、{111}織構比例降低；在兩相區壓縮時，隨著變形溫度升高、變形量提高，{100}織構比例提高、{111}織構比例降低；在兩相區拉伸時，隨著變形量提高，{110}織構比例逐漸提高。

來源--金屬學報